チタン合金部材およびその製造方法
【課題】α−β型チタン合金の部材において、表面のみならず部材内部全体に亘って高強度かつ高耐力を得るとともに表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を付与した、耐疲労性に優れた高強度チタン合金部材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、原材料と窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程を備える。
【解決手段】チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、原材料と窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程を備える。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軽量かつ高強度が必要な部品に用いられ、特に、繰返し応力が掛かる部品に適した耐疲労性に優れるチタン合金部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は、軽量で高強度を有することから、特に軽量化が重要な航空機や自動車の部品分野をはじめ、様々な分野で使用されている。また、チタン合金は耐食性や生体適合性にも優れるため、生体用インプラントデバイスの分野でも多用されている。いずれの分野でも、材質としてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを代表とするα−β型チタン合金が、高強度かつ汎用性の高さから主流である。
【０００３】
この様な背景のもと、コスト的にも実用性の高いα−β型チタン合金のさらなる高強度化に関する研究が盛んに行われている。たとえば、特許文献１には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖにガス窒化処理を施した後、表層の脆いＴｉＮ化合物層を除去して疲労強度の向上を図る技術が開示されている。また、特許文献２には、純チタンまたはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに第一層となる窒素固溶硬化層と第二層となる酸素固溶硬化層を同時に形成し、部材表面を硬化させる技術が開示されている。そして、特許文献３には、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶにＴｉＣ化合物を分散した複合材料が開示されている。
【０００４】
さらに、繰返し応力の掛かる部材の耐疲労性の向上に対しては、ショットピーニング等により圧縮残留応力を部材表面に付与することが有効であることはよく知られており、大きな圧縮残留応力を付与するためのショットピーニングに関する研究も盛んである。たとえば、特許文献４には、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金にショットピーニングを施し、表面からの深さ１００μｍ以内において２７０ＭＰａ以上の圧縮残留応力を付与し、耐疲労性の向上を図る技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５-２７２５２６号公報
【特許文献２】特開２０００-９６２０８号公報
【特許文献３】特許第４３０３８２１号公報
【特許文献４】特開２００６-２２４０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１および２に開示される技術では、部材表面の高強度化に留まり、部材内部までの高強度化は困難である。よって、耐摩耗性向上や表面の疲労き裂発生の抑制には効果があるが、静的強度や疲労き裂の進展を抑制する効果は乏しい。また、特許文献３に開示されている技術では、チタン合金粉末とＴｉＣ化合物粉末とを混合して圧粉体を成形し焼結するため、比重の異なる粉末を均一に混合することが困難であり、焼結後の組織が不均一となる。すなわち、強度の弱い部分が存在するため、部材としての強度の信頼性が低くなり、品質が安定しないことから工業製品としての実用化が困難である。
【０００７】
また、特許文献２に開示される技術では、窒素と同じα安定化元素である酸素が固溶された第二層の酸素固溶硬化層が存在する。酸素は窒素と同じα安定化元素であるが、硬くて脆いαケース（α安定化元素富化層）を形成する作用が窒素よりも強く、製造上、酸素固溶硬化層を安定して制御形成することは困難である。また、酸素の高強度化に対する効果は、窒素の場合に比較して劣ることも一般的に知られている。
【０００８】
特許文献４に開示される技術では、高応力下で使用される部材、特に曲げおよび／またはねじり応力が繰返し掛かる部品に対しては、その表面近傍における圧縮残留応力は十分ではない。そして、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金はレアメタルが多量に添加されており、β相が５０ｖｏｌ％未満の一般的なα−β型チタン合金と比較して高価である。また、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金は時効（析出）硬化処理により静的強度は向上するが、疲労強度に関しては静的強度とは比例せずに十分ではない。これは、熱処理により生成する高硬さの析出相は静的強度の向上には寄与するが、β相からなる基地との硬さ（或いは弾性歪）の差が大きいため、繰返し応力が掛かる疲労に対しては析出相とβ相との界面が破壊起点となることが多いためである。つまり、表面強化のみでは、内部起点による疲労き裂の発生を抑制することは困難であり、耐疲労性が求められる部材に対して用いることは不適である。
【０００９】
以上のように、チタン合金において窒素を利用して高強度化を図る試みは従来から行われているものの、部材内部までの全体に亘って高強度化できる技術は現在のところ提供されていない。また、高強度に観点を於いているものの、繰返し応力が掛かるような部品の実用強度（即ち、疲労強度）の指標となる耐力（或いは降伏強度）について言及した研究は乏しい。さらに、高応力下での疲労を伴う部材に対し、従来技術による表面近傍における圧縮残留応力の大きさは十分ではない。本発明は上記事情を鑑み、汎用性のある安価なα−β型チタン合金の部材全体において、表面のみならず部材内部全体に亘って高強度かつ高耐力を得るとともに表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を付与した、耐疲労性に優れた高強度チタン合金部材およびその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明のチタン合金部材の製造方法は、チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、原材料と窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程とを備えることを特徴とする。
【００１１】
本発明によれば、焼結工程において、窒素含有原材料に含まれる窒素が部材内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散した焼結チタン合金部材が形成される。この焼結チタン合金部材に対して熱間塑性加工および／または熱処理を施すことにより、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化されたチタン合金部材を得ることができる。なお、ＴｉＮ化合物のような窒素化合物が形成された場合は、高硬さの窒素化合物相と基地との硬度（あるいは弾性歪）差が大きく、繰り返し応力が掛かる疲労に対してはその界面が破壊起点となり易い。この点、本発明では窒素が固溶されているため、破壊起点となり易い窒素化合物のような高硬さ相と基地との大きな硬度差のある界面は存在せず、耐疲労性を向上させることができる。
【００１２】
本発明において、原材料の材質としては、普及度が高いα−β型チタン合金が好ましい。たとえば、 Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−３Ａｌ−３Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−４Ａｌ−３Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−４Ａｌ−４Ｍｏ−２Ｓｎ、 Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｃｒ−１Ｆｅ、Ｔｉ−５Ａｌ−１．５Ｆｅ−１．５Ｃｒ−１．５Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ、 Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−２Ｃｒ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−６Ｓｎ−２Ｚｒ−１Ｍｏ、 Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｃｂ−１Ｔａ−１Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−７Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−８Ａｌ−４Ｃｏ、Ｔｉ−８Ｍｎ、およびＴｉ−２５Ａｌ−１１Ｓｎ−５Ｚｒ−１Ｍｏなどが挙げられる。
【００１３】
原材料としては、粉末、薄帯、薄片、細線などを用いることができる。中でも、取り扱い性や安全性の観点から薄帯、薄片、細線が好適である。薄帯、薄片、細線は大きさが揃え易く、窒化工程における窒化量の制御、すなわち、焼結チタン合金部材の窒素含有量の制御が容易なことからも、粉末と比較して好適である。更に、織布や不織布の製法を用いることができる細線は、薄帯や薄片と比較してより好ましい。織布や不織布の製法を用いることにより、原材料と窒素含有原材料をより均一に混合できるため、焼結チタン合金部材全体に亘って窒素をより均一に分散させることが可能となる。そして、細線の製法としては、清浄度に優れるチタン合金細線の製造が可能な溶湯抽出法が最適である。このため、原材料が、溶湯抽出法により製造されたチタン合金細線であることが好ましい。
【００１４】
焼結工程は、加圧機構を有し、かつ、真空または不活性ガス雰囲気で焼結が可能な熱間加圧焼結、熱間等方加圧焼結、放電プラズマ加圧焼結などで行うと好適である。窒素含有混合材料を所定温度に加熱しながら加圧することで、気孔がほとんど存在せず、窒素が均一に分散した焼結チタン合金部材を得ることができる。
【００１５】
また、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施すことにより、欠陥として耐疲労性に悪影響を及ぼす気孔を皆無またはそれに近い状態に減らすことができ、かつ、窒素が均一に分散した処理部材を得ることができる。
【００１６】
熱間塑性加工の方法としては、鍛造加工、圧延加工、引抜加工、押出加工などを用いることが可能である。鍛造加工は、ニアネットシェイプな部材の作製に好適である。また、圧延加工は、その後のプレス成形により製品形状に加工を行う薄板部材の作製に好適である。そして、変形とともに部材内部により大きなひずみを導入できる引抜加工や押出加工では、より緻密で高強度かつ高耐力な処理部材を作製することが可能である。緻密な処理部材は、繰返し応力が掛かる疲労において破壊起点となりうる気孔が皆無またはそれに近い状態であるため、安定した高い耐疲労性が得られる。
【００１７】
焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施すことにより、α−β相からなる微細変形組織が得られる。微細変形組織はひずみの蓄積による加工硬化が得られると共に、き裂の進展に対し直行、或いは、湾曲した結晶粒界が多く存在するため、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きい。したがって、耐疲労性をさらに向上することができる。このため、熱間塑性加工工程後に得られるチタン合金部材が、微細変形組織からなることが耐疲労性の向上に好ましい。
【００１８】
特に、微細変形組織は、ＧＯＳ≧３°が３０％以上であることが好ましい。ＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）とは、各結晶粒内における全ピクセル間の方位差の平均値であり、ＧＯＳ≧３°とは、ＧＯＳが３°以上の結晶粒が占める観察視野全体に対する面積率である。ＧＯＳ≧３°が３０％未満であると、十分に変形した組織が得られていないため、上記効果が乏しくなり、耐疲労性が低くなる。また、繰返し応力が掛かる疲労に対して気孔は破壊起点となり易く、よって、安定した高い耐疲労性を得るためには気孔率が０．６５個／ｍｍ２未満であることが好ましい。ここで、気孔率とは、電子顕微鏡によるチタン合金部材の断面組織観察において、観察倍率を１００倍（視野面積１．１ｍｍ２）として、その倍率で観察できる気孔の数を任意の３０箇所で測定したときの、単位面積当たりの気孔数である（気孔率（個／ｍｍ２）＝全気孔数／（視野面積×３０））。
【００１９】
熱処理工程では、焼結チタン合金部材に溶体化処理と焼鈍処理を順次施す。焼結チタン合金部材に溶体化処理と焼鈍処理を施すことにより、熱的に安定した均質な微細針状組織の処理部材を得ることができる。熱的に安定した均質な微細針状組織とすることで、窒素の含有量を増加させても脆化を抑制しつつさらなる高強度化および高疲労強度化を達成することができる。熱処理工程によって、微細な針状組織とすることにより、微細結晶粒による高強度化と針状組織による高いき裂伝搬抵抗が同時に得られ、疲労強度向上に有効である。
【００２０】
本発明における溶体化処理とは、材料をβトランザス近傍の温度に加熱し、その後冷媒により急冷する処理である。α−β型チタン合金における加熱温度は、βトランザス温度に対して±１００℃の範囲が好適であり、α’相（六方晶マルテンサイト）を主体とした微細針状組織が得られる。ここで、加熱温度がβトランザス温度に対して１００℃を超える場合には、加熱時にβ相が粗大化し、これにより、冷却後における粒界に粗大なα相が析出するため延性が大きく低下する。また、加熱温度がβトランザス温度に対して−１００℃未満の場合には、加熱時にα相のβ相への変態が不十分となり、粗大なα相が多量に残留することにより所望の強度を得難くなる。
【００２１】
溶体化処理後の焼鈍処理とは、α’相のような硬くて脆い熱的に不安定な過飽和固溶体を適度に回復・分解することで、組織を熱的に安定化するとともに微細な析出相により機械的性質を向上させる処理である。α−β型チタン合金における加熱温度は、４５０〜７５０℃が好適であり、残留β相中に微細なα相が析出することとα’相が微細なα相とβ相に分解することが相まって、熱的安定な状態になるとともに靭性が向上する。しかしながら、加熱温度が４５０℃未満の場合は組織が容易に分解せず、７５０℃を超える場合は組織が熱的安定な状態にはなるが結晶粒が粗大化する。なお、溶体化処理後の状態では組織が熱的に安定ではないが、溶体化処理前の部材や時効（析出）硬化型βチタン合金部材と比べ組織が微細で窒素固溶強化されており、強度は十分に高い。よって、熱的安定性が特に問題とならない場合は、この焼鈍処理は省略しても良い。
【００２２】
熱間塑性加工工程および熱処理工程は、所望のチタン合金部材の機械的性質に応じて、どちらか一方または両方を行う。熱間塑性加工工程を行うと、高耐力かつ高延靭性が得られるため、耐疲労性に優れたチタン合金部材を得ることができる。また、熱処理工程を行うと、熱間塑性加工工程を行ったままの部材と比較して若干延靭性が劣ることから耐疲労性についても多少劣るが、高硬さが得られることから、耐摩耗性や耐摩耗疲労性に優れたチタン合金部材を得ることができる。なお、両方の工程を行う場合は、熱間塑性加工工程を先に行う。
【００２３】
さらに、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程を施すことにより、表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を有し、耐疲労性に優れるチタン合金部材を得ることができる。ここで、表面処理の方法としてはショットピーニングが好ましい。ショットピーニング以外にも、たとえば、超音波ピーニングやキャビテーションピーニング等、表面近傍に圧縮残留応力を付与できる各種手段を適宜その効果に合わせて選択することが可能である。
【００２４】
ここで、表面処理工程により付与する圧縮残留応力において、最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることが好ましい。クロッシングポイントとは、チタン合金部材において、表面近傍に付与された圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さである。このように圧縮残留応力を付与することで、耐疲労性に優れるチタン合金部材を得ることができる。
【００２５】
耐力（或いは降伏応力）と表面処理工程により導入される圧縮残留応力の大きさには密接な関係があり、耐力（或いは降伏応力）が高いほど大きく深い圧縮残留応力が得易くなる。本発明においては、上記の圧縮残留応力を得るためには、チタン合金部材の０．２％曲げ耐力を１６００ＭＰａ以上とすることが好ましい。
【００２６】
本発明において、チタン合金部材には、窒素が０．０２〜０．１３質量％固溶されていることが好ましい。窒素が固溶された状態で均一に分散していると、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化でき、耐疲労性を向上することができる。ただし、窒素の含有量が０．０２％未満ではその効果を十分得られず、０．１３％を超えると、延性が著しく低下して脆化する。
【００２７】
本発明のチタン合金部材は、上記の製造方法により得られるものであり、窒素を０．０２〜０．１３質量％固溶しており、表面に圧縮残留応力が付与されていることを特徴とする。本発明のチタン合金部材は、窒素が０．０２％以上固溶された状態で均一に分散しているため、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化され、耐疲労性が向上している。
【００２８】
本発明のチタン合金部材は、軽量化が必要な航空機や自動車の部品に適用することが可能であり、特に強度が必要とされる部品に好適である。また、チタン合金は耐食性とともに生体親和性にも優れていることから、生体用インプラントデバイスに用いるのが好ましい。特に強度が必要とされる生体用インプラントデバイスに対しては、軽量化の効果も大きくより好適である。
【発明の効果】
【００２９】
本発明により、汎用性のある安価なα−β型チタン合金の部材全体において、表面のみならず部材内部全体に亘って高強度かつ高耐力を得るとともに表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を付与した、耐疲労性に優れた高強度チタン合金部材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】実施形態で使用する金属細線製造装置を示し、（Ａ）は装置全体の概略の側断面図、（Ｂ）は装置で用いる円板の周縁の断面図である。
【図２】実施形態で使用する解繊装置を示し、（Ａ）は解繊装置の側面図、（Ｂ）は解繊装置の一部拡大図である。
【図３】実施形態で使用する押出装置の側断面図である。
【図４】実施例におけるチタン合金部材の組織写真である。
【図５】実施例におけるチタン合金部材の窒素含有量と曲げ強度および０．２％曲げ耐力との関係を示すグラフである。
【図６】実施例におけるチタン合金部材の窒素含有量と硬さの関係を示すグラフである。
【図７】実施例におけるチタン合金部材の表面からの深さと残留応力の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明のチタン合金部材の製造方法について、具体的に説明する。なお、以下で用いる装置は一実施形態であり、他の装置を用いても構わない。
（１）準備工程
図１は、原材料Ａを得るための金属細線製造装置１００（以下、装置１００と表す）の概略を示し、図１（Ａ）は装置１００全体の概略の側断面図、図１（Ｂ）は装置１００で用いる円板１４１の周縁１４１ａの断面図を表す。ここで、図１（Ｂ）は、図１（Ａ）の紙面垂直方向における側断面図である。
【００３２】
装置１００は、溶湯抽出法を用いた金属細線の製造装置である。装置１００では、ロッド状の原料Ｍの上端部を溶融し、その溶融材料Ｍａを回転する円板１４１の周縁１４１ａと接触させる。次いで、溶湯材料Ｍａの一部を円板円周の略接線方向に引き出すと共に急冷凝固させることで、原材料Ａとなるチタン合金細線を形成する。原材料Ａの原料ＭとしてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ等のα−β型チタン合金を用い、たとえば線径が１０〜２００μｍの原材料Ａを作製する。ここで、原材料Ａの線径は特に限定されず、チタン合金部材に含有させたい窒素含有量に応じて適宜選択する。たとえば、より多くの窒素を含有させたい場合には、原材料Ａの線径を細くし、窒化によって形成される窒素化合物層および／または窒素固溶層の線径に対する割合を多くすればよい。
【００３３】
図１に示すように、装置１００は、密閉可能なチャンバ１０１を備え、チャンバ１０１内には、原料供給部１１０、原料保持部１２０、加熱部１３０、円板回転部１４０、温度計測部１５０、高周波発生部１６０、および金属細線回収部１７０が設けられている。
【００３４】
チャンバ１０１内の雰囲気は、酸素などの不純物元素と溶融材料Ｍａとの反応を防止するため、真空または不活性ガス雰囲気とする。不活性雰囲気ガスとしては、たとえばＡｒ（アルゴン）ガスを用いることが可能である。原料供給部１１０は、たとえばチャンバ１０１の底部に設けられ、原料Ｍを所定速度で矢印ｂ方向に向けて移動させて原料保持部１２０へ供給する。原料保持部１２０は、溶融材料Ｍａの径方向への移動を防止する機能および原料Ｍを円板回転部１４０の適正な位置へ案内するガイド機能を有する。
【００３５】
原料保持部１２０は、水冷される金属製の筒状部材であり、原料供給部１１０と金属細線形成部１４０との間における円板１４１の下方に設けられる。加熱部１３０は、原料Ｍの上端部を溶融させて溶融材料Ｍａを形成するための磁束を発生させる高周波誘導コイルである。原料保持部１２０の材質としては、水冷による冷却効果を効率よく得るために熱伝導率が高く、かつ、加熱部１３０で発生した磁束の影響を受けにくい非磁性の材質が望ましい。原料保持部１２０の実用的な材質としては、たとえば銅または銅合金が好適である。
【００３６】
円板回転部１４０は、回転軸１４２回りに回転する円板１４１を用いて溶融材料Ｍａから原材料Ａを形成する。円板１４１は、たとえば熱伝導率の高い銅あるいは銅合金からなる。円板１４１の外周部には、図１（Ｂ）に示すように、Ｖ字状をなす周縁１４１ａが形成されている。
【００３７】
温度計測部１５０は、溶融材料Ｍａの温度を計測する。高周波発生部１６０は、加熱部１３０に高周波電流を供給する。高周波発生部１６０の出力は、温度計測部１５０で計測された溶融材料Ｍａの温度に基づいて調整され、溶融材料Ｍａの温度が一定に保たれる。金属細線回収部１７０は、金属細線形成部１４０により形成された原材料Ａを収容する。
【００３８】
上記構成の装置１００において、まず、原料供給部１１０は原料Ｍを矢印ｂ方向に連続的に移動させて原料保持部１２０に供給する。加熱部１３０は、原料Ｍの上端部を誘導加熱により溶融して溶融材料Ｍａを形成する。次いで、溶融材料Ｍａは、矢印ａ方向に回転している円板１４１の周縁１４１ａに向けて連続的に送出され、溶融材料Ｍａは円板１４１の周縁１４１ａに接触して、一部が円板１４１の円周の略接線方向へ引き出されると共に急冷凝固されることで原材料Ａが形成される。こうして形成された原材料Ａは、円板１４１の円周の略接線方向に飛行し、その先に位置する金属細線回収部１７０に収容される。
【００３９】
（２）窒化工程
窒化工程においては、準備工程で作製した原材料Ａの集合体を真空炉内に搬入し、真空炉内を真空排気した後Ｎ２ガスを導入して加熱する。このとき、Ｎ２ガスとともにＡｒガスなどの不活性ガスを導入してＮ２ガス濃度と炉内圧力を調整しても良い。炉内圧力、炉内温度、および処理時間は、チタン合金部材に含有させたい窒素量に応じて適宜選択する。
【００４０】
ただし、炉内温度が低すぎる場合は、窒素化合物層および／または窒素固溶層の形成に膨大な時間を要する。また、炉内温度が高すぎる場合は、反応速度が速いために処理時間のコントロールが難しく、それ故に厚い窒素化合物層が形成され易い。窒素化合物層が厚いと、その後の焼結工程において窒素の拡散に膨大な時間が必要となる。よって、炉内温度は６００〜１０００℃の範囲が製造上は好適である。この窒化工程により、原材料Ａの表層に極薄いＴｉＮ化合物層および／または窒素固溶層が形成された窒素含有原材料Ｂが作製される。
【００４１】
（３）混合工程
原材料Ａと窒素含有原材料Ｂを、チタン合金部材に含有させたい窒素量に合わせた比率で混合する。混合する手段としては、たとえば、図２に示す解繊装置２００が用いられる。原料コンベア２１０には、原材料Ａと窒素含有原材料Ｂそれぞれの集合体が適量供給され、出口側へ搬送される。原料コンベア２１０の出口にはフィードローラ２１１が配置され、フィードローラ２１１の外側には解繊機構２１２が配置されている。
【００４２】
図２（Ｂ）に示すように、フィードローラ２１１の外周には多数の搬送刃が設けられ、原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂを噛み込んで送出する機構となっている。また、解繊機構２１２の外周には多数の解繊刃が設けられ、フィードローラ２１１により供給される原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂからその一部を掻き取り、コンベア２１３のベルト２１４上に落下させる。その際、原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂは分断されると共に混合され、ベルト２１４に対して略垂直方向の断面内で配向性のないランダム集合体としてベルト２１４上に堆積し、窒素含有混合材料Ａ＋Ｂが形成される。なお、図２に示す解繊装置２００以外の混合方式としては、カード式やエアレイ式をはじめとする不織布成形機、ミキサーやミルといった混合機など、様々な手段を適宜用いることが可能である。
【００４３】
（４）焼結工程
加圧機構を有し、かつ、真空または不活性ガス雰囲気とすることができる装置で窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを焼結する。たとえば装置が真空ＨＰ（ホットプレス）の場合は、真空容器の内部に加熱室が配置され、加熱室の内部にモールドが配置されている。そして、真空容器の上側に設けたシリンダから突出したプレスラムは加熱室内で上下方向に移動可能な機構を有し、プレスラムに取り付けた上パンチがモールドに挿入される構造とされている。本構成による真空ＨＰのモールドに窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを充填し、真空容器内を真空または不活性ガス雰囲気にして所定の焼結温度まで昇温させる。次いで、モールドに挿入された上パンチにより、窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを加圧し焼結する。
【００４４】
焼結は、雰囲気からの酸素などの不純物元素がチタン合金部材内へ侵入することを防ぐために、真空あるいは不活性雰囲気下で行うことが望ましい。また、焼結温度は９００℃以上、焼結時間は３０分以上、プレス圧力は１０ＭＰａ以上であることが望ましい。この条件下において窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを焼結することで、気孔の少ない焼結チタン合金部材Ｃを得ることができる。焼結の際、窒素含有原材料Ｂに含まれていた窒素は、焼結チタン合金部材Ｃの内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散される。すなわち、完成した焼結チタン合金部材Ｃには窒素化合物が存在しないか、存在しても極めてわずかであり、組織はα−β相からなる板状組織である。
【００４５】
（５−１）熱間塑性加工工程
焼結チタン合金部材Ｃに熱間塑性加工を施す。熱間塑性加工においては、たとえば図３に示す押出装置３００が用いられる。外型３０５には、筒状を成すコンテナ３１０が収容されており、そのコンテナ３１０の一端面側には下型３２０が同軸上に配置されている。また、コンテナ３１０と下型３２０との間にはダイス３３０が配置され、コンテナ３１０には摺動自在なパンチ３４０が挿入されるようになっている。また、コンテナ３１０の外周には、ヒータ３６０が配置されている。
【００４６】
焼結チタン合金部材Ｃは予め外炉で加熱しておく。そして、焼結チタン合金部材Ｃがコンテナ３１０に装入されると、パンチ３４０が下降し、焼結チタン合金部材Ｃが圧縮される。圧縮された焼結チタン合金部材Ｃは、ダイス３３０によって縮径されながら下型３２０内の空間に押し出されて押出材が形成される。ここで、外炉での焼結チタン合金部材Ｃの加熱温度は８００〜１２００℃、押出比は２〜７、パンチ３４０の推進速度は１〜３０ｍｍ／ｓとする。この条件下において焼結チタン合金部材を押出加工することで、焼結時に残存した気孔が無くなるかまたは極めてわずかとなり、α−β相からなる微細な変形組織を有した高強度かつ高耐力な処理部材を得ることができる。
【００４７】
なお、押出加工における加熱温度や押出比といった条件は、チタン合金の材料組成や含まれる窒素量の影響も含めた複雑な関係にあり、理論、経験、実験によって好適な条件が導かれる。また、本実施形態では、加熱温度と押出比を設定することにより微細な変形組織を得ているが、押出加工以外の加工方法を用いる場合は、加工方法に応じて、微細変形組織が得られるように適切な加熱温度と加工度の設定を行う。
【００４８】
（５−２）熱処理工程
熱処理工程における溶体化処理と焼鈍処理は一般的な加熱炉で大気中にて行うことができる。溶体化処理においては加熱後に水や油などの冷媒で急冷することが好ましく、焼鈍処理における加熱後の冷却は特に条件の限定は無く、通常は放冷または強制風冷を用いる。焼結チタン合金部材（または熱間塑性加工工程後の焼結チタン合金部材）Ｃをβトランザス温度に対して±１００℃の範囲で加熱することにより、α’相（六方晶マルテンサイト）を主体とした微細針状組織の処理部材が得られる。焼鈍処理は、加熱温度を４５０〜７５０℃として行う。これにより、残留β相中に微細なα相が析出することとα’相が微細なα相とβ相に分解することが相まって、熱的安定な状態になるとともに靭性が向上する。
【００４９】
（６）表面処理工程
さらに、熱間塑性加工工程および／または熱処理工程後の処理部材にショットピーニング処理等の表面強化処理を施すことにより、本発明のチタン合金部材を得ることができる。ショットピーニング処理は、一般的な方法を用いればよい。多段ショットピーニングを行う場合は、たとえばエア式ショットピーニング機により、１段目のショットピーニング処理では、粒径０．２〜１．２ｍｍ、硬さ２００〜９００ＨＶのショットを用い、エア圧０．１〜０．９ＭＰａでカバレージ１００％以上とし、２段目のショットピーニング処理では、平均粒径０．０２〜０．１５ｍｍのＳｉＯ２粉をショットとして用い、エア圧０．１〜０．６ＭＰａでカバレージ１００％以上とする。
【実施例】
【００５０】
具体的な実施例により、本発明をさらに詳細に説明する。
１．試料の作製
（１）原材料の作製（準備工程）
図１に示す装置１００を用い、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＡＳＴＭ Ｂ３４８ Ｇｒ．５相当）を原料として平均線径６０μｍの原材料を作製した。
【００５１】
（２）窒素含有原材料の作製（窒化工程）
原材料の一部に対し、窒化処理を行った。まず、原材料を真空炉に搬入し、真空排気した後に真空炉にＮ２ガスを供給し、炉内圧力を８０ｋＰａとした。次いで、炉内温度を８００℃まで昇温し、その状態で１．５時間保持し、窒化処理を行った。
【００５２】
（３）窒素含有混合材料の作製（混合工程）
原材料と窒素含有原材料とを図２に示す解繊装置２００に供給し、両者を混合して窒素含有混合材料を得た。このときの、窒素含有原材料の混合重量割合（Ｗｆ）を表１に示す。
【００５３】
（４）焼結チタン合金部材の作製（焼結工程）
窒素含有混合材料をカーボン製のモールドに充填し、真空ＨＰ装置を用いて厚さ２８ｍｍの焼結チタン合金部材を作製した。焼結は、真空容器内の真空度を１×１０−２Ｐａ以下に排気した後、Ａｒガスを導入して８０ｋＰａの雰囲気とし、昇温速度１０℃／ｍｉｎ、焼結温度１１００℃、焼結時間１．５時間、プレス圧力４０ＭＰａとして、冷却方法は炉冷で行った。その際、カーボン製のモールドと、窒素含有混合材料およびその焼結体である焼結チタン合金部材は、上記高温下においては反応しやすい。そこで、カーボン製のモールドには、内張としてＡｌ２Ｏ３（アルミナ、純度９９．５％以上）製の離型板を予め配置した。
【００５４】
（５−１）処理部材の作製（熱間塑性加工工程）
機械加工により直径２５×９０ｍｍに加工した焼結チタン合金部材を外炉によって加熱してから、図３に示す押出装置３００により熱間塑性加工を施し、処理部材（試料１〜８）を作製した。外炉での加熱温度を１１００℃、コンテナ温度を３００℃、パンチ推進速度を１０ｍｍ／sとし、押出比を４とした。ここで、焼結チタン合金部材には加熱前に予め酸化防止兼潤滑剤（日本アチソン ＤｅｌｔａＧｌａｚｅ３４９）を塗布しておいた。焼結チタン合金部材の外炉取り出しからパンチ推進開始までの時間は約３０ｓとし、押し出したチタン合金部材を下型直下において水冷した。
【００５５】
（５−２）処理部材の作製（熱処理工程）
熱間塑性加工を施したものとは別の焼結チタン合金部材に対して溶体化処理と焼鈍処理を順次施し、処理部材（試料９）を作製した。溶体化処理では、焼結チタン合金部材を１０４０℃で２時間保持した後に氷水冷した。また、焼鈍処理では、５５０℃で２時間保持した後に空冷した。以下、特に断らない限り、本条件を熱処理と記載する。
【００５６】
（６）チタン合金部材の作製（表面処理工程）
処理部材（試料１〜９）に対し多段ショットピーニング処理を施し、チタン合金部材を作製した。エア式ショットピーニング機による１段目のショットピーニング処理では、０．８０ＲＣＷ（６００ＨＶ、東洋製鋼製）のショットを用い、エア圧０．４ＭＰａ（試料１〜８）または０．５ＭＰａ（試料９）、投射距離５０ｍｍ、カバレージ２００％とした。そして、同じくエア式ショットピーニング機による２段目のショットピーニング処理では、平均粒径０．０５ｍｍのＳｉＯ２粉をショットとして用い、エア圧０．５ＭＰａ、投射距離５０ｍｍ、カバレージ２００％とした。
【００５７】
（７）比較材の作製
比較のため、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＡＳＴＭ Ｂ３４８ Ｇｒ．５相当）の展伸材丸棒に上記と同じ条件で熱間塑性加工および表面処理を施して比較材１を用意した。また、この展伸材に上記と同じ条件で熱処理を施した比較材２も用意した。
【００５８】
【表１】
【００５９】
２．評価項目と評価方法
以下に、評価項目と評価方法を述べる。また、評価結果は表２に示す。
（１）組織
各試料を適当な大きさに切り出し、軸方向と直交する断面の組織が観察できるように樹脂に埋め込んだ後、機械研磨で鏡面に仕上げた。その後、クロール液（２ｗｔ％フッ酸＋４ｗｔ％硝酸）で腐食し、光学顕微鏡（ＮＩＫＯＮ ＭＥ６００）を用いて組織を観察した。図４に代表的な試料の顕微鏡写真を示す。表２において、記号「Ａ」はα−β相からなる微細変形組織を示し、記号「Ｂ」はα−β相からなる微細針状組織を示す。
【００６０】
（２）ＴｉＮ化合物相の有無（ＴｉＮ相）
Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ ＲＩＮＴ２０００）を用いて、管球Ｃｕターゲットで結晶構造を解析し、ＴｉＮ化合物相ピークの有無を確認した。
【００６１】
（３）窒素含有量（窒素量）
不活性ガス融解−熱伝導度法・ソリッドステート型赤外線吸収法（ＬＥＣＯ ＴＣ６００）を用いて窒素含有量を分析した。
【００６２】
（４）結晶粒内方位差平均３°以上の結晶粒面積率（ＧＯＳ≧３°）
ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法（ＪＥＯＬ ＪＳＭ−７０００Ｆ、ＴＳＬソリューションズ ＯＩＭ−Ａｎａｌｙｓｉｓ Ｖｅｒ．４．６）を用いて、観察倍率１０００倍でＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ：各結晶粒内における全ピクセル間の方位差の平均値）マップを作成し、ＧＯＳが３°以上の結晶粒が占める観察視野全体に対する面積率（ＧＯＳ≧３°）を算出した。
【００６３】
（５）硬さ（ＨＶ）
ビッカース硬さ試験機（ＦＵＴＵＲＥ−ＴＥＣＨ ＦＭ−６００）を用いて、軸方向と直交する断面における表面近傍と中心の硬さを測定した。試験荷重は１０ｇｆとし、表面近傍硬さについては、外周表面から１ｍｍ深さの位置において、中心硬さについては断面の中心およびその近傍において、それぞれ１０点測定してその平均値を算出した。
【００６４】
（６）表面粗さ（Ｒａ、Ｒｚ）
非接触三次元形状測定装置（ＭＩＴＡＫＡ ＮＨ−３）を用いて、ＪＩＳ Ｂ０６０１に従って算術平均粗さ（Ｒａ）と最大高さ（Ｒｚ）を測定した。この時、測定倍率は１００倍、測定距離は４ｍｍ、測定ピッチは０．００２ｍｍとし、カットオフ値０．８ｍｍでＲａとＲｚを算出した。
【００６５】
（７）最大圧縮残留応力値（-σRmax）、クロッシングポイント（ＣＰ）、圧縮残留応力積分値（I-σR）
Ｘ線回折法（Ｂｒｕｋｅｒ ＡＸＳ Ｄ８ Ｄｉｓｃｏｖｅｒ）を用いて、２Ｄ法により測定し、試料の軸方向の残留応力を求めた。この時、管球はＣｕ、コリメータ径は０．８ｍｍ、測定回折線はＴｉ（２１３）とし、全面化学研磨と測定を繰り返すことにより、試料の表面から内部への深さ方向における残留応力分布を測定した。ここで、得られた深さ方向に対する残留応力分布における最大の圧縮残留応力値（-σRmax）を求め、また、残留応力がゼロとなる深さをクロッシングポイント（ＣＰ）として算出した。さらに、表面からＣＰまでの領域における残留応力の積分値I-σRを求めた。
【００６６】
（８）曲げ強度（σｂ）・０．２％曲げ耐力（σｂ０．２）
３００ｋＮ万能試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ ５５８６型）を用いて３点曲げ試験を実施した。このとき、試験片の寸法は幅６ｍｍ、長さ１７ｍｍ、厚さ１ｍｍであり、支点間距離は１５ｍｍである。そして、試験速度６ｍｍ／ｍｉｎにおいて、各試料について３本試験を行い、曲げ強度（最大曲げ応力）および０．２％曲げ耐力について、平均値を算出した。
【００６７】
【表２】
【００６８】
３．結果
（１）組織
図４に一例として各試料の組織写真を示す。試料１〜８は押出加工上がりであり、図４の写真１（試料４）に示す通り、その組織はα−β相からなる微細変形組織である。また、比較材１も押出加工上がりであり、図４の写真２（比較材１）に示す通り、その組織もα−β相からなる微細変形組織である。この微細変形組織はひずみの蓄積による加工硬化を伴っており、き裂の進展に対し直交、あるいは、湾曲した結晶粒界が多く存在することから、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きい。一方、一般的なα−β型チタン合金の展伸材は、加工性が低いため、通常は熱間加工により最終製品まで加工されているため等軸組織となっている。このため、市場に流通している等軸組織からなる一般的なα−β型チタン合金の展伸材と比較して、微細変形組織は耐疲労性に優れていると考えられる。
【００６９】
なお、熱間塑性加工を行った試料１〜８では、微細変形組織中に気孔は観察されなかった。焼結後に僅かに残存していた気孔が、押出加工により消滅し、皆無またはそれに近い状態になったことが分かる。破壊起点と成りうる気孔が存在しないか、存在してもその大きさが１０μｍ以下となるような小さいサイズであると、耐疲労性の向上に極めて有効であり、気孔が消滅するように熱間塑性加工を行うことが重要である。このため、具体的には、微細変形組織中の気孔率は０．６５個／ｍｍ２未満であると好ましい。
【００７０】
また、熱間塑性加工を行わず、熱処理のみを施した試料９および比較材２は、図４の写真３（試料９）や写真４（比較材２）に示す通り、その組織は微細針状組織である。試料９は、熱間塑性加工のみを施した窒素の含有量が同じ試料４と比較して硬さが上昇している。同様に、比較材２も、比較材１と比べて硬さが上昇している。したがって、熱処理によって部材の組織を微細針状組織とすることにより、硬さの向上が可能である。
【００７１】
（２）ＴｉＮ化合物相
Ｘ線回折の結果、全試料についてＴｉＮ化合物相をはじめとする窒素化合物のピークは認められなかった。このことは、含有された窒素は窒素化合物を形成せず、基地に固溶されていることを示している。基地との硬度（あるいは弾性歪）差が大きい窒素化合物の存在は、その窒素化合物相と基地との界面が破壊起点と成り易いことから疲労強度の低下を招くため不適である。したがって、本発明のチタン合金部材は、破壊起点と成り易い窒素化合物相と基地との大きな硬度差のある界面が存在しないため、繰返し応力が掛かる疲労に対して好適である。
【００７２】
（３）窒素含有量
窒素量と曲げ強度および０．２％曲げ耐力との関係を図５に示す。窒素を０．０２２％含有する試料１では、曲げ強度が比較材１と比べ若干低い。しかしながら、０．２％曲げ耐力については比較材１と比べ高く、疲労環境下における部品としてはより高応力下で使用できることから好適である。そして、窒素含有量の増加に伴い曲げ強度および０．２％曲げ耐力は共に増加し、窒素を０．０８９％含有する試料５までその傾向は続く。しかしながら、窒素を０．１０５％含有する試料６では、０．２％曲げ耐力は更に増加するものの、延性の低下から曲げ強度は低下し、比較材１と同等となる。窒素含有量が０．１０５％以上で見られるこの傾向は、窒素の増加とともに顕著となり、窒素を０．１３８％含有する試料８では、０．２％曲げ耐力到達前に破断に至る。ここで、窒素含有量が０．０２％未満では、比較材１に対する高強度かつ高耐力化の効果が十分ではない。したがって、本発明のチタン合金部材においては、窒素を固溶した状態で０．０２〜０．１３％含有していることが好ましい。
【００７３】
（４）結晶粒内方位差平均３°以上の結晶粒面積率
押出加工を行った試料１〜８が示す通り、ひずみの蓄積量を示す指標であるＧＯＳ≧３°は、微細針状組織である試料９および比較材２と比べはるかに大きい値であった。微細変形組織は、ひずみの蓄積による加工硬化を伴っており、また、き裂の進展に対し直交、あるいは、湾曲した結晶粒界が多く存在することから、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きく、耐疲労性を向上することができる。
【００７４】
（５）硬さ
表２に示す通り、試料１〜９の全試料について、表面と中心の硬さは同等である。そして、試料１〜８は、同様な押出加工を施した比較材１と比較して、同等以上の硬さが得られている。また、試料９は、同様な熱処理を施した比較材２と比較して、硬さが向上している。また、図６に示す通り、窒素含有量と硬さは密接な関係が認められ、窒素含有量の増加に伴い硬さは向上する。これらのことから、本発明によって、チタン合金部材の内部まで、全体に亘って高強度化することができるとともに、所望の強度を得ることが可能である。
【００７５】
（６）表面粗さ
表２に示す通り、試料１〜７の全試料について、その表面粗さは、Ｒａは２．３μｍ以下、Ｒｚは１３μｍ以下であり、いずれも比較材１と比べて小さい。また、試料９についても、比較材２と比べ表面粗さが小さく抑えられている。これは、硬さが高いため、ショットピーニングにより形成される表面粗さが比較材１や２よりも小さく抑えられたと考えられる。したがって、本発明のチタン合金部材は、破壊起点と成り易い表面の凹凸が小さいため、繰返し応力に対する耐疲労性に優れている。
【００７６】
（７）０．２％曲げ耐力
表２から分かるように、試料１〜７、９では、０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上と高い値であった。そして、高耐力が得られた試料１〜７については、最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であり、圧縮残留応力積分値は１００ＭＰａ・ｍｍ以上得られており、いずれの値も比較材１と比べて大きい。試料１〜７において、クロッシングポイントは０．２０ｍｍ以上であり、表面から十分深くまで圧縮残留応力を得られている。また、試料９についても、比較材２よりも大きい圧縮残留応力を得られ、表面から十分深くまで圧縮残留応力を付与できている。図７に一例として試料４、９、および比較材１、２の圧縮残留応力分布を示す。図７より、試料４、９については、それぞれ比較材１、２と比べ大きく深い圧縮残留応力が得られており、耐疲労性に優れている。この大きく深い圧縮残留応力は耐力の大きさに比例して得られるものであり、したがって、０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上の高い耐力（降伏応力）を有することによって、大きく深い圧縮残留応力を得られることを可能としている。
【００７７】
（８）熱処理について
熱間塑性加工を行わず、熱処理のみを行った試料９については、高濃度の窒素を固溶しているため、曲げ強度や０．２％曲げ耐力は良好であった。また、熱処理によって、熱処理工程前までに蓄積されたひずみを解消することが出来る。このため、表面処理工程において効率的に圧縮残留応力を付与でき、かつ、耐力が高いため、高い圧縮残留応力が得られている。したがって、熱間塑性加工を行わずに、熱処理のみを行っても、耐疲労性に優れたチタン合金部材を得られることが分かる。
【００７８】
なお、試料４の曲げたわみ量は平均３．４ｍｍであったのに対し、試料９は平均１．９ｍｍであった。すなわち、窒素量が同程度であり、熱間塑性加工を行った試料４と比べ、試料９のほうが高硬さであるが延靭性は若干劣る。つまり、熱間塑性加工を行ったままの部材のほうが、硬さが若干低いが高延靭性であるため、耐疲労性が求められる場合に好適である。一方、熱処理を行った部材は、延靭性が若干劣るものの高硬さであり、耐摩耗性や耐摩耗疲労性が必要な場合に好適である。また、熱間塑性加工および熱処理の両方を行ってチタン合金部材を作製してもよい。この場合、部材の組織が、気孔が皆無またはそれに近い状態の微細針状組織となり、耐疲労性、耐摩耗性および耐摩耗疲労性により一層優れたチタン合金部材を得ることができる。
【００７９】
本発明のチタン合金部材は部材内部全体に亘って窒素を固溶した状態で０．０２〜０．１３％含有しており、高い内部強度と表面での大きく深い圧縮残留応力を有することから、軽量化が求められ、且つ、繰返しの応力が掛かる疲労部品に対し好適に用いることができる。特に、本発明のチタン合金部材は、表面に大きく深い圧縮残留応力が付与されているため、曲げ応力または／およびねじり応力が繰返し掛かる部材、即ち表面に最大応力が繰返し掛かる部材に対してより好適である。
【００８０】
なお、焼結や押出加工における条件は、本実施例の範囲に限定されず、高強度かつ高耐力化を主眼として適切な範囲で設定すればよい。すなわち、焼結における緻密性や窒素の拡散性、また、塑性加工におけるひずみの導入量については、材料組成、温度、加工率等の複雑な関係に影響され、理論、経験、実験により条件を適切に設定することで導かれるものである。
【００８１】
また、ショットピーニング処理における条件も同様に、本実施例に限定されるものではなく、作用する応力やその分布、または、表面粗さの影響等を考慮した上で、大きく深い圧縮残留応力を付与することを主眼として適切な装置、ショット、投射速度等の諸条件が設定されるものである。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明のチタン合金材料は、航空機や自動車等の軽さとともに強度が求められる材料や、生体用インプラントデバイスの材料として適用可能である。
【符号の説明】
【００８３】
１００…金属細線製造装置、１０１…チャンバ、１１０…原料供給部、１２０…原料保持部、１３０…加熱部、１４０…円板回転部、１４１…円板、１４１ａ…周縁、１４２…回転軸、１５０…温度計測部、１６０…高周波発生部、１７０…金属細線回収部、２００…解繊装置、２１０…原料コンベア、２１１…フィードローラ、２１２…解繊機構、２１３…コンベア、２１４…ベルト、３００…押出装置、３０５…外型、３１０…コンテナ、３２０…下型、３３０…ダイス、３４０…パンチ、３６０…ヒータ、Ａ…原材料、Ｂ…窒素含有原材料、Ａ＋Ｂ…窒素含有混合材料、Ｃ…焼結チタン合金部材、Ｍ…原料、Ｍａ…溶融材料。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軽量かつ高強度が必要な部品に用いられ、特に、繰返し応力が掛かる部品に適した耐疲労性に優れるチタン合金部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は、軽量で高強度を有することから、特に軽量化が重要な航空機や自動車の部品分野をはじめ、様々な分野で使用されている。また、チタン合金は耐食性や生体適合性にも優れるため、生体用インプラントデバイスの分野でも多用されている。いずれの分野でも、材質としてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを代表とするα−β型チタン合金が、高強度かつ汎用性の高さから主流である。
【０００３】
この様な背景のもと、コスト的にも実用性の高いα−β型チタン合金のさらなる高強度化に関する研究が盛んに行われている。たとえば、特許文献１には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖにガス窒化処理を施した後、表層の脆いＴｉＮ化合物層を除去して疲労強度の向上を図る技術が開示されている。また、特許文献２には、純チタンまたはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに第一層となる窒素固溶硬化層と第二層となる酸素固溶硬化層を同時に形成し、部材表面を硬化させる技術が開示されている。そして、特許文献３には、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶにＴｉＣ化合物を分散した複合材料が開示されている。
【０００４】
さらに、繰返し応力の掛かる部材の耐疲労性の向上に対しては、ショットピーニング等により圧縮残留応力を部材表面に付与することが有効であることはよく知られており、大きな圧縮残留応力を付与するためのショットピーニングに関する研究も盛んである。たとえば、特許文献４には、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金にショットピーニングを施し、表面からの深さ１００μｍ以内において２７０ＭＰａ以上の圧縮残留応力を付与し、耐疲労性の向上を図る技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５-２７２５２６号公報
【特許文献２】特開２０００-９６２０８号公報
【特許文献３】特許第４３０３８２１号公報
【特許文献４】特開２００６-２２４０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１および２に開示される技術では、部材表面の高強度化に留まり、部材内部までの高強度化は困難である。よって、耐摩耗性向上や表面の疲労き裂発生の抑制には効果があるが、静的強度や疲労き裂の進展を抑制する効果は乏しい。また、特許文献３に開示されている技術では、チタン合金粉末とＴｉＣ化合物粉末とを混合して圧粉体を成形し焼結するため、比重の異なる粉末を均一に混合することが困難であり、焼結後の組織が不均一となる。すなわち、強度の弱い部分が存在するため、部材としての強度の信頼性が低くなり、品質が安定しないことから工業製品としての実用化が困難である。
【０００７】
また、特許文献２に開示される技術では、窒素と同じα安定化元素である酸素が固溶された第二層の酸素固溶硬化層が存在する。酸素は窒素と同じα安定化元素であるが、硬くて脆いαケース（α安定化元素富化層）を形成する作用が窒素よりも強く、製造上、酸素固溶硬化層を安定して制御形成することは困難である。また、酸素の高強度化に対する効果は、窒素の場合に比較して劣ることも一般的に知られている。
【０００８】
特許文献４に開示される技術では、高応力下で使用される部材、特に曲げおよび／またはねじり応力が繰返し掛かる部品に対しては、その表面近傍における圧縮残留応力は十分ではない。そして、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金はレアメタルが多量に添加されており、β相が５０ｖｏｌ％未満の一般的なα−β型チタン合金と比較して高価である。また、β相を５０ｖｏｌ％以上含むα−β型チタン合金またはβ型チタン合金は時効（析出）硬化処理により静的強度は向上するが、疲労強度に関しては静的強度とは比例せずに十分ではない。これは、熱処理により生成する高硬さの析出相は静的強度の向上には寄与するが、β相からなる基地との硬さ（或いは弾性歪）の差が大きいため、繰返し応力が掛かる疲労に対しては析出相とβ相との界面が破壊起点となることが多いためである。つまり、表面強化のみでは、内部起点による疲労き裂の発生を抑制することは困難であり、耐疲労性が求められる部材に対して用いることは不適である。
【０００９】
以上のように、チタン合金において窒素を利用して高強度化を図る試みは従来から行われているものの、部材内部までの全体に亘って高強度化できる技術は現在のところ提供されていない。また、高強度に観点を於いているものの、繰返し応力が掛かるような部品の実用強度（即ち、疲労強度）の指標となる耐力（或いは降伏強度）について言及した研究は乏しい。さらに、高応力下での疲労を伴う部材に対し、従来技術による表面近傍における圧縮残留応力の大きさは十分ではない。本発明は上記事情を鑑み、汎用性のある安価なα−β型チタン合金の部材全体において、表面のみならず部材内部全体に亘って高強度かつ高耐力を得るとともに表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を付与した、耐疲労性に優れた高強度チタン合金部材およびその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明のチタン合金部材の製造方法は、チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、原材料と窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程とを備えることを特徴とする。
【００１１】
本発明によれば、焼結工程において、窒素含有原材料に含まれる窒素が部材内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散した焼結チタン合金部材が形成される。この焼結チタン合金部材に対して熱間塑性加工および／または熱処理を施すことにより、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化されたチタン合金部材を得ることができる。なお、ＴｉＮ化合物のような窒素化合物が形成された場合は、高硬さの窒素化合物相と基地との硬度（あるいは弾性歪）差が大きく、繰り返し応力が掛かる疲労に対してはその界面が破壊起点となり易い。この点、本発明では窒素が固溶されているため、破壊起点となり易い窒素化合物のような高硬さ相と基地との大きな硬度差のある界面は存在せず、耐疲労性を向上させることができる。
【００１２】
本発明において、原材料の材質としては、普及度が高いα−β型チタン合金が好ましい。たとえば、 Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−３Ａｌ−３Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−４Ａｌ−３Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−４Ａｌ−４Ｍｏ−２Ｓｎ、 Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｃｒ−１Ｆｅ、Ｔｉ−５Ａｌ−１．５Ｆｅ−１．５Ｃｒ−１．５Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ、 Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−２Ｃｒ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−６Ｓｎ−２Ｚｒ−１Ｍｏ、 Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｃｂ−１Ｔａ−１Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−７Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−８Ａｌ−４Ｃｏ、Ｔｉ−８Ｍｎ、およびＴｉ−２５Ａｌ−１１Ｓｎ−５Ｚｒ−１Ｍｏなどが挙げられる。
【００１３】
原材料としては、粉末、薄帯、薄片、細線などを用いることができる。中でも、取り扱い性や安全性の観点から薄帯、薄片、細線が好適である。薄帯、薄片、細線は大きさが揃え易く、窒化工程における窒化量の制御、すなわち、焼結チタン合金部材の窒素含有量の制御が容易なことからも、粉末と比較して好適である。更に、織布や不織布の製法を用いることができる細線は、薄帯や薄片と比較してより好ましい。織布や不織布の製法を用いることにより、原材料と窒素含有原材料をより均一に混合できるため、焼結チタン合金部材全体に亘って窒素をより均一に分散させることが可能となる。そして、細線の製法としては、清浄度に優れるチタン合金細線の製造が可能な溶湯抽出法が最適である。このため、原材料が、溶湯抽出法により製造されたチタン合金細線であることが好ましい。
【００１４】
焼結工程は、加圧機構を有し、かつ、真空または不活性ガス雰囲気で焼結が可能な熱間加圧焼結、熱間等方加圧焼結、放電プラズマ加圧焼結などで行うと好適である。窒素含有混合材料を所定温度に加熱しながら加圧することで、気孔がほとんど存在せず、窒素が均一に分散した焼結チタン合金部材を得ることができる。
【００１５】
また、焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施すことにより、欠陥として耐疲労性に悪影響を及ぼす気孔を皆無またはそれに近い状態に減らすことができ、かつ、窒素が均一に分散した処理部材を得ることができる。
【００１６】
熱間塑性加工の方法としては、鍛造加工、圧延加工、引抜加工、押出加工などを用いることが可能である。鍛造加工は、ニアネットシェイプな部材の作製に好適である。また、圧延加工は、その後のプレス成形により製品形状に加工を行う薄板部材の作製に好適である。そして、変形とともに部材内部により大きなひずみを導入できる引抜加工や押出加工では、より緻密で高強度かつ高耐力な処理部材を作製することが可能である。緻密な処理部材は、繰返し応力が掛かる疲労において破壊起点となりうる気孔が皆無またはそれに近い状態であるため、安定した高い耐疲労性が得られる。
【００１７】
焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施すことにより、α−β相からなる微細変形組織が得られる。微細変形組織はひずみの蓄積による加工硬化が得られると共に、き裂の進展に対し直行、或いは、湾曲した結晶粒界が多く存在するため、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きい。したがって、耐疲労性をさらに向上することができる。このため、熱間塑性加工工程後に得られるチタン合金部材が、微細変形組織からなることが耐疲労性の向上に好ましい。
【００１８】
特に、微細変形組織は、ＧＯＳ≧３°が３０％以上であることが好ましい。ＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）とは、各結晶粒内における全ピクセル間の方位差の平均値であり、ＧＯＳ≧３°とは、ＧＯＳが３°以上の結晶粒が占める観察視野全体に対する面積率である。ＧＯＳ≧３°が３０％未満であると、十分に変形した組織が得られていないため、上記効果が乏しくなり、耐疲労性が低くなる。また、繰返し応力が掛かる疲労に対して気孔は破壊起点となり易く、よって、安定した高い耐疲労性を得るためには気孔率が０．６５個／ｍｍ２未満であることが好ましい。ここで、気孔率とは、電子顕微鏡によるチタン合金部材の断面組織観察において、観察倍率を１００倍（視野面積１．１ｍｍ２）として、その倍率で観察できる気孔の数を任意の３０箇所で測定したときの、単位面積当たりの気孔数である（気孔率（個／ｍｍ２）＝全気孔数／（視野面積×３０））。
【００１９】
熱処理工程では、焼結チタン合金部材に溶体化処理と焼鈍処理を順次施す。焼結チタン合金部材に溶体化処理と焼鈍処理を施すことにより、熱的に安定した均質な微細針状組織の処理部材を得ることができる。熱的に安定した均質な微細針状組織とすることで、窒素の含有量を増加させても脆化を抑制しつつさらなる高強度化および高疲労強度化を達成することができる。熱処理工程によって、微細な針状組織とすることにより、微細結晶粒による高強度化と針状組織による高いき裂伝搬抵抗が同時に得られ、疲労強度向上に有効である。
【００２０】
本発明における溶体化処理とは、材料をβトランザス近傍の温度に加熱し、その後冷媒により急冷する処理である。α−β型チタン合金における加熱温度は、βトランザス温度に対して±１００℃の範囲が好適であり、α’相（六方晶マルテンサイト）を主体とした微細針状組織が得られる。ここで、加熱温度がβトランザス温度に対して１００℃を超える場合には、加熱時にβ相が粗大化し、これにより、冷却後における粒界に粗大なα相が析出するため延性が大きく低下する。また、加熱温度がβトランザス温度に対して−１００℃未満の場合には、加熱時にα相のβ相への変態が不十分となり、粗大なα相が多量に残留することにより所望の強度を得難くなる。
【００２１】
溶体化処理後の焼鈍処理とは、α’相のような硬くて脆い熱的に不安定な過飽和固溶体を適度に回復・分解することで、組織を熱的に安定化するとともに微細な析出相により機械的性質を向上させる処理である。α−β型チタン合金における加熱温度は、４５０〜７５０℃が好適であり、残留β相中に微細なα相が析出することとα’相が微細なα相とβ相に分解することが相まって、熱的安定な状態になるとともに靭性が向上する。しかしながら、加熱温度が４５０℃未満の場合は組織が容易に分解せず、７５０℃を超える場合は組織が熱的安定な状態にはなるが結晶粒が粗大化する。なお、溶体化処理後の状態では組織が熱的に安定ではないが、溶体化処理前の部材や時効（析出）硬化型βチタン合金部材と比べ組織が微細で窒素固溶強化されており、強度は十分に高い。よって、熱的安定性が特に問題とならない場合は、この焼鈍処理は省略しても良い。
【００２２】
熱間塑性加工工程および熱処理工程は、所望のチタン合金部材の機械的性質に応じて、どちらか一方または両方を行う。熱間塑性加工工程を行うと、高耐力かつ高延靭性が得られるため、耐疲労性に優れたチタン合金部材を得ることができる。また、熱処理工程を行うと、熱間塑性加工工程を行ったままの部材と比較して若干延靭性が劣ることから耐疲労性についても多少劣るが、高硬さが得られることから、耐摩耗性や耐摩耗疲労性に優れたチタン合金部材を得ることができる。なお、両方の工程を行う場合は、熱間塑性加工工程を先に行う。
【００２３】
さらに、処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程を施すことにより、表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を有し、耐疲労性に優れるチタン合金部材を得ることができる。ここで、表面処理の方法としてはショットピーニングが好ましい。ショットピーニング以外にも、たとえば、超音波ピーニングやキャビテーションピーニング等、表面近傍に圧縮残留応力を付与できる各種手段を適宜その効果に合わせて選択することが可能である。
【００２４】
ここで、表面処理工程により付与する圧縮残留応力において、最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることが好ましい。クロッシングポイントとは、チタン合金部材において、表面近傍に付与された圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さである。このように圧縮残留応力を付与することで、耐疲労性に優れるチタン合金部材を得ることができる。
【００２５】
耐力（或いは降伏応力）と表面処理工程により導入される圧縮残留応力の大きさには密接な関係があり、耐力（或いは降伏応力）が高いほど大きく深い圧縮残留応力が得易くなる。本発明においては、上記の圧縮残留応力を得るためには、チタン合金部材の０．２％曲げ耐力を１６００ＭＰａ以上とすることが好ましい。
【００２６】
本発明において、チタン合金部材には、窒素が０．０２〜０．１３質量％固溶されていることが好ましい。窒素が固溶された状態で均一に分散していると、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化でき、耐疲労性を向上することができる。ただし、窒素の含有量が０．０２％未満ではその効果を十分得られず、０．１３％を超えると、延性が著しく低下して脆化する。
【００２７】
本発明のチタン合金部材は、上記の製造方法により得られるものであり、窒素を０．０２〜０．１３質量％固溶しており、表面に圧縮残留応力が付与されていることを特徴とする。本発明のチタン合金部材は、窒素が０．０２％以上固溶された状態で均一に分散しているため、部材全体に亘って高強度かつ高耐力化され、耐疲労性が向上している。
【００２８】
本発明のチタン合金部材は、軽量化が必要な航空機や自動車の部品に適用することが可能であり、特に強度が必要とされる部品に好適である。また、チタン合金は耐食性とともに生体親和性にも優れていることから、生体用インプラントデバイスに用いるのが好ましい。特に強度が必要とされる生体用インプラントデバイスに対しては、軽量化の効果も大きくより好適である。
【発明の効果】
【００２９】
本発明により、汎用性のある安価なα−β型チタン合金の部材全体において、表面のみならず部材内部全体に亘って高強度かつ高耐力を得るとともに表面近傍に大きく深い圧縮残留応力を付与した、耐疲労性に優れた高強度チタン合金部材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】実施形態で使用する金属細線製造装置を示し、（Ａ）は装置全体の概略の側断面図、（Ｂ）は装置で用いる円板の周縁の断面図である。
【図２】実施形態で使用する解繊装置を示し、（Ａ）は解繊装置の側面図、（Ｂ）は解繊装置の一部拡大図である。
【図３】実施形態で使用する押出装置の側断面図である。
【図４】実施例におけるチタン合金部材の組織写真である。
【図５】実施例におけるチタン合金部材の窒素含有量と曲げ強度および０．２％曲げ耐力との関係を示すグラフである。
【図６】実施例におけるチタン合金部材の窒素含有量と硬さの関係を示すグラフである。
【図７】実施例におけるチタン合金部材の表面からの深さと残留応力の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明のチタン合金部材の製造方法について、具体的に説明する。なお、以下で用いる装置は一実施形態であり、他の装置を用いても構わない。
（１）準備工程
図１は、原材料Ａを得るための金属細線製造装置１００（以下、装置１００と表す）の概略を示し、図１（Ａ）は装置１００全体の概略の側断面図、図１（Ｂ）は装置１００で用いる円板１４１の周縁１４１ａの断面図を表す。ここで、図１（Ｂ）は、図１（Ａ）の紙面垂直方向における側断面図である。
【００３２】
装置１００は、溶湯抽出法を用いた金属細線の製造装置である。装置１００では、ロッド状の原料Ｍの上端部を溶融し、その溶融材料Ｍａを回転する円板１４１の周縁１４１ａと接触させる。次いで、溶湯材料Ｍａの一部を円板円周の略接線方向に引き出すと共に急冷凝固させることで、原材料Ａとなるチタン合金細線を形成する。原材料Ａの原料ＭとしてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ等のα−β型チタン合金を用い、たとえば線径が１０〜２００μｍの原材料Ａを作製する。ここで、原材料Ａの線径は特に限定されず、チタン合金部材に含有させたい窒素含有量に応じて適宜選択する。たとえば、より多くの窒素を含有させたい場合には、原材料Ａの線径を細くし、窒化によって形成される窒素化合物層および／または窒素固溶層の線径に対する割合を多くすればよい。
【００３３】
図１に示すように、装置１００は、密閉可能なチャンバ１０１を備え、チャンバ１０１内には、原料供給部１１０、原料保持部１２０、加熱部１３０、円板回転部１４０、温度計測部１５０、高周波発生部１６０、および金属細線回収部１７０が設けられている。
【００３４】
チャンバ１０１内の雰囲気は、酸素などの不純物元素と溶融材料Ｍａとの反応を防止するため、真空または不活性ガス雰囲気とする。不活性雰囲気ガスとしては、たとえばＡｒ（アルゴン）ガスを用いることが可能である。原料供給部１１０は、たとえばチャンバ１０１の底部に設けられ、原料Ｍを所定速度で矢印ｂ方向に向けて移動させて原料保持部１２０へ供給する。原料保持部１２０は、溶融材料Ｍａの径方向への移動を防止する機能および原料Ｍを円板回転部１４０の適正な位置へ案内するガイド機能を有する。
【００３５】
原料保持部１２０は、水冷される金属製の筒状部材であり、原料供給部１１０と金属細線形成部１４０との間における円板１４１の下方に設けられる。加熱部１３０は、原料Ｍの上端部を溶融させて溶融材料Ｍａを形成するための磁束を発生させる高周波誘導コイルである。原料保持部１２０の材質としては、水冷による冷却効果を効率よく得るために熱伝導率が高く、かつ、加熱部１３０で発生した磁束の影響を受けにくい非磁性の材質が望ましい。原料保持部１２０の実用的な材質としては、たとえば銅または銅合金が好適である。
【００３６】
円板回転部１４０は、回転軸１４２回りに回転する円板１４１を用いて溶融材料Ｍａから原材料Ａを形成する。円板１４１は、たとえば熱伝導率の高い銅あるいは銅合金からなる。円板１４１の外周部には、図１（Ｂ）に示すように、Ｖ字状をなす周縁１４１ａが形成されている。
【００３７】
温度計測部１５０は、溶融材料Ｍａの温度を計測する。高周波発生部１６０は、加熱部１３０に高周波電流を供給する。高周波発生部１６０の出力は、温度計測部１５０で計測された溶融材料Ｍａの温度に基づいて調整され、溶融材料Ｍａの温度が一定に保たれる。金属細線回収部１７０は、金属細線形成部１４０により形成された原材料Ａを収容する。
【００３８】
上記構成の装置１００において、まず、原料供給部１１０は原料Ｍを矢印ｂ方向に連続的に移動させて原料保持部１２０に供給する。加熱部１３０は、原料Ｍの上端部を誘導加熱により溶融して溶融材料Ｍａを形成する。次いで、溶融材料Ｍａは、矢印ａ方向に回転している円板１４１の周縁１４１ａに向けて連続的に送出され、溶融材料Ｍａは円板１４１の周縁１４１ａに接触して、一部が円板１４１の円周の略接線方向へ引き出されると共に急冷凝固されることで原材料Ａが形成される。こうして形成された原材料Ａは、円板１４１の円周の略接線方向に飛行し、その先に位置する金属細線回収部１７０に収容される。
【００３９】
（２）窒化工程
窒化工程においては、準備工程で作製した原材料Ａの集合体を真空炉内に搬入し、真空炉内を真空排気した後Ｎ２ガスを導入して加熱する。このとき、Ｎ２ガスとともにＡｒガスなどの不活性ガスを導入してＮ２ガス濃度と炉内圧力を調整しても良い。炉内圧力、炉内温度、および処理時間は、チタン合金部材に含有させたい窒素量に応じて適宜選択する。
【００４０】
ただし、炉内温度が低すぎる場合は、窒素化合物層および／または窒素固溶層の形成に膨大な時間を要する。また、炉内温度が高すぎる場合は、反応速度が速いために処理時間のコントロールが難しく、それ故に厚い窒素化合物層が形成され易い。窒素化合物層が厚いと、その後の焼結工程において窒素の拡散に膨大な時間が必要となる。よって、炉内温度は６００〜１０００℃の範囲が製造上は好適である。この窒化工程により、原材料Ａの表層に極薄いＴｉＮ化合物層および／または窒素固溶層が形成された窒素含有原材料Ｂが作製される。
【００４１】
（３）混合工程
原材料Ａと窒素含有原材料Ｂを、チタン合金部材に含有させたい窒素量に合わせた比率で混合する。混合する手段としては、たとえば、図２に示す解繊装置２００が用いられる。原料コンベア２１０には、原材料Ａと窒素含有原材料Ｂそれぞれの集合体が適量供給され、出口側へ搬送される。原料コンベア２１０の出口にはフィードローラ２１１が配置され、フィードローラ２１１の外側には解繊機構２１２が配置されている。
【００４２】
図２（Ｂ）に示すように、フィードローラ２１１の外周には多数の搬送刃が設けられ、原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂを噛み込んで送出する機構となっている。また、解繊機構２１２の外周には多数の解繊刃が設けられ、フィードローラ２１１により供給される原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂからその一部を掻き取り、コンベア２１３のベルト２１４上に落下させる。その際、原材料Ａおよび窒素含有原材料Ｂは分断されると共に混合され、ベルト２１４に対して略垂直方向の断面内で配向性のないランダム集合体としてベルト２１４上に堆積し、窒素含有混合材料Ａ＋Ｂが形成される。なお、図２に示す解繊装置２００以外の混合方式としては、カード式やエアレイ式をはじめとする不織布成形機、ミキサーやミルといった混合機など、様々な手段を適宜用いることが可能である。
【００４３】
（４）焼結工程
加圧機構を有し、かつ、真空または不活性ガス雰囲気とすることができる装置で窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを焼結する。たとえば装置が真空ＨＰ（ホットプレス）の場合は、真空容器の内部に加熱室が配置され、加熱室の内部にモールドが配置されている。そして、真空容器の上側に設けたシリンダから突出したプレスラムは加熱室内で上下方向に移動可能な機構を有し、プレスラムに取り付けた上パンチがモールドに挿入される構造とされている。本構成による真空ＨＰのモールドに窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを充填し、真空容器内を真空または不活性ガス雰囲気にして所定の焼結温度まで昇温させる。次いで、モールドに挿入された上パンチにより、窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを加圧し焼結する。
【００４４】
焼結は、雰囲気からの酸素などの不純物元素がチタン合金部材内へ侵入することを防ぐために、真空あるいは不活性雰囲気下で行うことが望ましい。また、焼結温度は９００℃以上、焼結時間は３０分以上、プレス圧力は１０ＭＰａ以上であることが望ましい。この条件下において窒素含有混合材料Ａ＋Ｂを焼結することで、気孔の少ない焼結チタン合金部材Ｃを得ることができる。焼結の際、窒素含有原材料Ｂに含まれていた窒素は、焼結チタン合金部材Ｃの内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散される。すなわち、完成した焼結チタン合金部材Ｃには窒素化合物が存在しないか、存在しても極めてわずかであり、組織はα−β相からなる板状組織である。
【００４５】
（５−１）熱間塑性加工工程
焼結チタン合金部材Ｃに熱間塑性加工を施す。熱間塑性加工においては、たとえば図３に示す押出装置３００が用いられる。外型３０５には、筒状を成すコンテナ３１０が収容されており、そのコンテナ３１０の一端面側には下型３２０が同軸上に配置されている。また、コンテナ３１０と下型３２０との間にはダイス３３０が配置され、コンテナ３１０には摺動自在なパンチ３４０が挿入されるようになっている。また、コンテナ３１０の外周には、ヒータ３６０が配置されている。
【００４６】
焼結チタン合金部材Ｃは予め外炉で加熱しておく。そして、焼結チタン合金部材Ｃがコンテナ３１０に装入されると、パンチ３４０が下降し、焼結チタン合金部材Ｃが圧縮される。圧縮された焼結チタン合金部材Ｃは、ダイス３３０によって縮径されながら下型３２０内の空間に押し出されて押出材が形成される。ここで、外炉での焼結チタン合金部材Ｃの加熱温度は８００〜１２００℃、押出比は２〜７、パンチ３４０の推進速度は１〜３０ｍｍ／ｓとする。この条件下において焼結チタン合金部材を押出加工することで、焼結時に残存した気孔が無くなるかまたは極めてわずかとなり、α−β相からなる微細な変形組織を有した高強度かつ高耐力な処理部材を得ることができる。
【００４７】
なお、押出加工における加熱温度や押出比といった条件は、チタン合金の材料組成や含まれる窒素量の影響も含めた複雑な関係にあり、理論、経験、実験によって好適な条件が導かれる。また、本実施形態では、加熱温度と押出比を設定することにより微細な変形組織を得ているが、押出加工以外の加工方法を用いる場合は、加工方法に応じて、微細変形組織が得られるように適切な加熱温度と加工度の設定を行う。
【００４８】
（５−２）熱処理工程
熱処理工程における溶体化処理と焼鈍処理は一般的な加熱炉で大気中にて行うことができる。溶体化処理においては加熱後に水や油などの冷媒で急冷することが好ましく、焼鈍処理における加熱後の冷却は特に条件の限定は無く、通常は放冷または強制風冷を用いる。焼結チタン合金部材（または熱間塑性加工工程後の焼結チタン合金部材）Ｃをβトランザス温度に対して±１００℃の範囲で加熱することにより、α’相（六方晶マルテンサイト）を主体とした微細針状組織の処理部材が得られる。焼鈍処理は、加熱温度を４５０〜７５０℃として行う。これにより、残留β相中に微細なα相が析出することとα’相が微細なα相とβ相に分解することが相まって、熱的安定な状態になるとともに靭性が向上する。
【００４９】
（６）表面処理工程
さらに、熱間塑性加工工程および／または熱処理工程後の処理部材にショットピーニング処理等の表面強化処理を施すことにより、本発明のチタン合金部材を得ることができる。ショットピーニング処理は、一般的な方法を用いればよい。多段ショットピーニングを行う場合は、たとえばエア式ショットピーニング機により、１段目のショットピーニング処理では、粒径０．２〜１．２ｍｍ、硬さ２００〜９００ＨＶのショットを用い、エア圧０．１〜０．９ＭＰａでカバレージ１００％以上とし、２段目のショットピーニング処理では、平均粒径０．０２〜０．１５ｍｍのＳｉＯ２粉をショットとして用い、エア圧０．１〜０．６ＭＰａでカバレージ１００％以上とする。
【実施例】
【００５０】
具体的な実施例により、本発明をさらに詳細に説明する。
１．試料の作製
（１）原材料の作製（準備工程）
図１に示す装置１００を用い、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＡＳＴＭ Ｂ３４８ Ｇｒ．５相当）を原料として平均線径６０μｍの原材料を作製した。
【００５１】
（２）窒素含有原材料の作製（窒化工程）
原材料の一部に対し、窒化処理を行った。まず、原材料を真空炉に搬入し、真空排気した後に真空炉にＮ２ガスを供給し、炉内圧力を８０ｋＰａとした。次いで、炉内温度を８００℃まで昇温し、その状態で１．５時間保持し、窒化処理を行った。
【００５２】
（３）窒素含有混合材料の作製（混合工程）
原材料と窒素含有原材料とを図２に示す解繊装置２００に供給し、両者を混合して窒素含有混合材料を得た。このときの、窒素含有原材料の混合重量割合（Ｗｆ）を表１に示す。
【００５３】
（４）焼結チタン合金部材の作製（焼結工程）
窒素含有混合材料をカーボン製のモールドに充填し、真空ＨＰ装置を用いて厚さ２８ｍｍの焼結チタン合金部材を作製した。焼結は、真空容器内の真空度を１×１０−２Ｐａ以下に排気した後、Ａｒガスを導入して８０ｋＰａの雰囲気とし、昇温速度１０℃／ｍｉｎ、焼結温度１１００℃、焼結時間１．５時間、プレス圧力４０ＭＰａとして、冷却方法は炉冷で行った。その際、カーボン製のモールドと、窒素含有混合材料およびその焼結体である焼結チタン合金部材は、上記高温下においては反応しやすい。そこで、カーボン製のモールドには、内張としてＡｌ２Ｏ３（アルミナ、純度９９．５％以上）製の離型板を予め配置した。
【００５４】
（５−１）処理部材の作製（熱間塑性加工工程）
機械加工により直径２５×９０ｍｍに加工した焼結チタン合金部材を外炉によって加熱してから、図３に示す押出装置３００により熱間塑性加工を施し、処理部材（試料１〜８）を作製した。外炉での加熱温度を１１００℃、コンテナ温度を３００℃、パンチ推進速度を１０ｍｍ／sとし、押出比を４とした。ここで、焼結チタン合金部材には加熱前に予め酸化防止兼潤滑剤（日本アチソン ＤｅｌｔａＧｌａｚｅ３４９）を塗布しておいた。焼結チタン合金部材の外炉取り出しからパンチ推進開始までの時間は約３０ｓとし、押し出したチタン合金部材を下型直下において水冷した。
【００５５】
（５−２）処理部材の作製（熱処理工程）
熱間塑性加工を施したものとは別の焼結チタン合金部材に対して溶体化処理と焼鈍処理を順次施し、処理部材（試料９）を作製した。溶体化処理では、焼結チタン合金部材を１０４０℃で２時間保持した後に氷水冷した。また、焼鈍処理では、５５０℃で２時間保持した後に空冷した。以下、特に断らない限り、本条件を熱処理と記載する。
【００５６】
（６）チタン合金部材の作製（表面処理工程）
処理部材（試料１〜９）に対し多段ショットピーニング処理を施し、チタン合金部材を作製した。エア式ショットピーニング機による１段目のショットピーニング処理では、０．８０ＲＣＷ（６００ＨＶ、東洋製鋼製）のショットを用い、エア圧０．４ＭＰａ（試料１〜８）または０．５ＭＰａ（試料９）、投射距離５０ｍｍ、カバレージ２００％とした。そして、同じくエア式ショットピーニング機による２段目のショットピーニング処理では、平均粒径０．０５ｍｍのＳｉＯ２粉をショットとして用い、エア圧０．５ＭＰａ、投射距離５０ｍｍ、カバレージ２００％とした。
【００５７】
（７）比較材の作製
比較のため、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＡＳＴＭ Ｂ３４８ Ｇｒ．５相当）の展伸材丸棒に上記と同じ条件で熱間塑性加工および表面処理を施して比較材１を用意した。また、この展伸材に上記と同じ条件で熱処理を施した比較材２も用意した。
【００５８】
【表１】
【００５９】
２．評価項目と評価方法
以下に、評価項目と評価方法を述べる。また、評価結果は表２に示す。
（１）組織
各試料を適当な大きさに切り出し、軸方向と直交する断面の組織が観察できるように樹脂に埋め込んだ後、機械研磨で鏡面に仕上げた。その後、クロール液（２ｗｔ％フッ酸＋４ｗｔ％硝酸）で腐食し、光学顕微鏡（ＮＩＫＯＮ ＭＥ６００）を用いて組織を観察した。図４に代表的な試料の顕微鏡写真を示す。表２において、記号「Ａ」はα−β相からなる微細変形組織を示し、記号「Ｂ」はα−β相からなる微細針状組織を示す。
【００６０】
（２）ＴｉＮ化合物相の有無（ＴｉＮ相）
Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ ＲＩＮＴ２０００）を用いて、管球Ｃｕターゲットで結晶構造を解析し、ＴｉＮ化合物相ピークの有無を確認した。
【００６１】
（３）窒素含有量（窒素量）
不活性ガス融解−熱伝導度法・ソリッドステート型赤外線吸収法（ＬＥＣＯ ＴＣ６００）を用いて窒素含有量を分析した。
【００６２】
（４）結晶粒内方位差平均３°以上の結晶粒面積率（ＧＯＳ≧３°）
ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法（ＪＥＯＬ ＪＳＭ−７０００Ｆ、ＴＳＬソリューションズ ＯＩＭ−Ａｎａｌｙｓｉｓ Ｖｅｒ．４．６）を用いて、観察倍率１０００倍でＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ：各結晶粒内における全ピクセル間の方位差の平均値）マップを作成し、ＧＯＳが３°以上の結晶粒が占める観察視野全体に対する面積率（ＧＯＳ≧３°）を算出した。
【００６３】
（５）硬さ（ＨＶ）
ビッカース硬さ試験機（ＦＵＴＵＲＥ−ＴＥＣＨ ＦＭ−６００）を用いて、軸方向と直交する断面における表面近傍と中心の硬さを測定した。試験荷重は１０ｇｆとし、表面近傍硬さについては、外周表面から１ｍｍ深さの位置において、中心硬さについては断面の中心およびその近傍において、それぞれ１０点測定してその平均値を算出した。
【００６４】
（６）表面粗さ（Ｒａ、Ｒｚ）
非接触三次元形状測定装置（ＭＩＴＡＫＡ ＮＨ−３）を用いて、ＪＩＳ Ｂ０６０１に従って算術平均粗さ（Ｒａ）と最大高さ（Ｒｚ）を測定した。この時、測定倍率は１００倍、測定距離は４ｍｍ、測定ピッチは０．００２ｍｍとし、カットオフ値０．８ｍｍでＲａとＲｚを算出した。
【００６５】
（７）最大圧縮残留応力値（-σRmax）、クロッシングポイント（ＣＰ）、圧縮残留応力積分値（I-σR）
Ｘ線回折法（Ｂｒｕｋｅｒ ＡＸＳ Ｄ８ Ｄｉｓｃｏｖｅｒ）を用いて、２Ｄ法により測定し、試料の軸方向の残留応力を求めた。この時、管球はＣｕ、コリメータ径は０．８ｍｍ、測定回折線はＴｉ（２１３）とし、全面化学研磨と測定を繰り返すことにより、試料の表面から内部への深さ方向における残留応力分布を測定した。ここで、得られた深さ方向に対する残留応力分布における最大の圧縮残留応力値（-σRmax）を求め、また、残留応力がゼロとなる深さをクロッシングポイント（ＣＰ）として算出した。さらに、表面からＣＰまでの領域における残留応力の積分値I-σRを求めた。
【００６６】
（８）曲げ強度（σｂ）・０．２％曲げ耐力（σｂ０．２）
３００ｋＮ万能試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ ５５８６型）を用いて３点曲げ試験を実施した。このとき、試験片の寸法は幅６ｍｍ、長さ１７ｍｍ、厚さ１ｍｍであり、支点間距離は１５ｍｍである。そして、試験速度６ｍｍ／ｍｉｎにおいて、各試料について３本試験を行い、曲げ強度（最大曲げ応力）および０．２％曲げ耐力について、平均値を算出した。
【００６７】
【表２】
【００６８】
３．結果
（１）組織
図４に一例として各試料の組織写真を示す。試料１〜８は押出加工上がりであり、図４の写真１（試料４）に示す通り、その組織はα−β相からなる微細変形組織である。また、比較材１も押出加工上がりであり、図４の写真２（比較材１）に示す通り、その組織もα−β相からなる微細変形組織である。この微細変形組織はひずみの蓄積による加工硬化を伴っており、き裂の進展に対し直交、あるいは、湾曲した結晶粒界が多く存在することから、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きい。一方、一般的なα−β型チタン合金の展伸材は、加工性が低いため、通常は熱間加工により最終製品まで加工されているため等軸組織となっている。このため、市場に流通している等軸組織からなる一般的なα−β型チタン合金の展伸材と比較して、微細変形組織は耐疲労性に優れていると考えられる。
【００６９】
なお、熱間塑性加工を行った試料１〜８では、微細変形組織中に気孔は観察されなかった。焼結後に僅かに残存していた気孔が、押出加工により消滅し、皆無またはそれに近い状態になったことが分かる。破壊起点と成りうる気孔が存在しないか、存在してもその大きさが１０μｍ以下となるような小さいサイズであると、耐疲労性の向上に極めて有効であり、気孔が消滅するように熱間塑性加工を行うことが重要である。このため、具体的には、微細変形組織中の気孔率は０．６５個／ｍｍ２未満であると好ましい。
【００７０】
また、熱間塑性加工を行わず、熱処理のみを施した試料９および比較材２は、図４の写真３（試料９）や写真４（比較材２）に示す通り、その組織は微細針状組織である。試料９は、熱間塑性加工のみを施した窒素の含有量が同じ試料４と比較して硬さが上昇している。同様に、比較材２も、比較材１と比べて硬さが上昇している。したがって、熱処理によって部材の組織を微細針状組織とすることにより、硬さの向上が可能である。
【００７１】
（２）ＴｉＮ化合物相
Ｘ線回折の結果、全試料についてＴｉＮ化合物相をはじめとする窒素化合物のピークは認められなかった。このことは、含有された窒素は窒素化合物を形成せず、基地に固溶されていることを示している。基地との硬度（あるいは弾性歪）差が大きい窒素化合物の存在は、その窒素化合物相と基地との界面が破壊起点と成り易いことから疲労強度の低下を招くため不適である。したがって、本発明のチタン合金部材は、破壊起点と成り易い窒素化合物相と基地との大きな硬度差のある界面が存在しないため、繰返し応力が掛かる疲労に対して好適である。
【００７２】
（３）窒素含有量
窒素量と曲げ強度および０．２％曲げ耐力との関係を図５に示す。窒素を０．０２２％含有する試料１では、曲げ強度が比較材１と比べ若干低い。しかしながら、０．２％曲げ耐力については比較材１と比べ高く、疲労環境下における部品としてはより高応力下で使用できることから好適である。そして、窒素含有量の増加に伴い曲げ強度および０．２％曲げ耐力は共に増加し、窒素を０．０８９％含有する試料５までその傾向は続く。しかしながら、窒素を０．１０５％含有する試料６では、０．２％曲げ耐力は更に増加するものの、延性の低下から曲げ強度は低下し、比較材１と同等となる。窒素含有量が０．１０５％以上で見られるこの傾向は、窒素の増加とともに顕著となり、窒素を０．１３８％含有する試料８では、０．２％曲げ耐力到達前に破断に至る。ここで、窒素含有量が０．０２％未満では、比較材１に対する高強度かつ高耐力化の効果が十分ではない。したがって、本発明のチタン合金部材においては、窒素を固溶した状態で０．０２〜０．１３％含有していることが好ましい。
【００７３】
（４）結晶粒内方位差平均３°以上の結晶粒面積率
押出加工を行った試料１〜８が示す通り、ひずみの蓄積量を示す指標であるＧＯＳ≧３°は、微細針状組織である試料９および比較材２と比べはるかに大きい値であった。微細変形組織は、ひずみの蓄積による加工硬化を伴っており、また、き裂の進展に対し直交、あるいは、湾曲した結晶粒界が多く存在することから、き裂停留やき裂屈曲によるき裂進展抑制効果が大きく、耐疲労性を向上することができる。
【００７４】
（５）硬さ
表２に示す通り、試料１〜９の全試料について、表面と中心の硬さは同等である。そして、試料１〜８は、同様な押出加工を施した比較材１と比較して、同等以上の硬さが得られている。また、試料９は、同様な熱処理を施した比較材２と比較して、硬さが向上している。また、図６に示す通り、窒素含有量と硬さは密接な関係が認められ、窒素含有量の増加に伴い硬さは向上する。これらのことから、本発明によって、チタン合金部材の内部まで、全体に亘って高強度化することができるとともに、所望の強度を得ることが可能である。
【００７５】
（６）表面粗さ
表２に示す通り、試料１〜７の全試料について、その表面粗さは、Ｒａは２．３μｍ以下、Ｒｚは１３μｍ以下であり、いずれも比較材１と比べて小さい。また、試料９についても、比較材２と比べ表面粗さが小さく抑えられている。これは、硬さが高いため、ショットピーニングにより形成される表面粗さが比較材１や２よりも小さく抑えられたと考えられる。したがって、本発明のチタン合金部材は、破壊起点と成り易い表面の凹凸が小さいため、繰返し応力に対する耐疲労性に優れている。
【００７６】
（７）０．２％曲げ耐力
表２から分かるように、試料１〜７、９では、０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上と高い値であった。そして、高耐力が得られた試料１〜７については、最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であり、圧縮残留応力積分値は１００ＭＰａ・ｍｍ以上得られており、いずれの値も比較材１と比べて大きい。試料１〜７において、クロッシングポイントは０．２０ｍｍ以上であり、表面から十分深くまで圧縮残留応力を得られている。また、試料９についても、比較材２よりも大きい圧縮残留応力を得られ、表面から十分深くまで圧縮残留応力を付与できている。図７に一例として試料４、９、および比較材１、２の圧縮残留応力分布を示す。図７より、試料４、９については、それぞれ比較材１、２と比べ大きく深い圧縮残留応力が得られており、耐疲労性に優れている。この大きく深い圧縮残留応力は耐力の大きさに比例して得られるものであり、したがって、０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上の高い耐力（降伏応力）を有することによって、大きく深い圧縮残留応力を得られることを可能としている。
【００７７】
（８）熱処理について
熱間塑性加工を行わず、熱処理のみを行った試料９については、高濃度の窒素を固溶しているため、曲げ強度や０．２％曲げ耐力は良好であった。また、熱処理によって、熱処理工程前までに蓄積されたひずみを解消することが出来る。このため、表面処理工程において効率的に圧縮残留応力を付与でき、かつ、耐力が高いため、高い圧縮残留応力が得られている。したがって、熱間塑性加工を行わずに、熱処理のみを行っても、耐疲労性に優れたチタン合金部材を得られることが分かる。
【００７８】
なお、試料４の曲げたわみ量は平均３．４ｍｍであったのに対し、試料９は平均１．９ｍｍであった。すなわち、窒素量が同程度であり、熱間塑性加工を行った試料４と比べ、試料９のほうが高硬さであるが延靭性は若干劣る。つまり、熱間塑性加工を行ったままの部材のほうが、硬さが若干低いが高延靭性であるため、耐疲労性が求められる場合に好適である。一方、熱処理を行った部材は、延靭性が若干劣るものの高硬さであり、耐摩耗性や耐摩耗疲労性が必要な場合に好適である。また、熱間塑性加工および熱処理の両方を行ってチタン合金部材を作製してもよい。この場合、部材の組織が、気孔が皆無またはそれに近い状態の微細針状組織となり、耐疲労性、耐摩耗性および耐摩耗疲労性により一層優れたチタン合金部材を得ることができる。
【００７９】
本発明のチタン合金部材は部材内部全体に亘って窒素を固溶した状態で０．０２〜０．１３％含有しており、高い内部強度と表面での大きく深い圧縮残留応力を有することから、軽量化が求められ、且つ、繰返しの応力が掛かる疲労部品に対し好適に用いることができる。特に、本発明のチタン合金部材は、表面に大きく深い圧縮残留応力が付与されているため、曲げ応力または／およびねじり応力が繰返し掛かる部材、即ち表面に最大応力が繰返し掛かる部材に対してより好適である。
【００８０】
なお、焼結や押出加工における条件は、本実施例の範囲に限定されず、高強度かつ高耐力化を主眼として適切な範囲で設定すればよい。すなわち、焼結における緻密性や窒素の拡散性、また、塑性加工におけるひずみの導入量については、材料組成、温度、加工率等の複雑な関係に影響され、理論、経験、実験により条件を適切に設定することで導かれるものである。
【００８１】
また、ショットピーニング処理における条件も同様に、本実施例に限定されるものではなく、作用する応力やその分布、または、表面粗さの影響等を考慮した上で、大きく深い圧縮残留応力を付与することを主眼として適切な装置、ショット、投射速度等の諸条件が設定されるものである。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明のチタン合金材料は、航空機や自動車等の軽さとともに強度が求められる材料や、生体用インプラントデバイスの材料として適用可能である。
【符号の説明】
【００８３】
１００…金属細線製造装置、１０１…チャンバ、１１０…原料供給部、１２０…原料保持部、１３０…加熱部、１４０…円板回転部、１４１…円板、１４１ａ…周縁、１４２…回転軸、１５０…温度計測部、１６０…高周波発生部、１７０…金属細線回収部、２００…解繊装置、２１０…原料コンベア、２１１…フィードローラ、２１２…解繊機構、２１３…コンベア、２１４…ベルト、３００…押出装置、３０５…外型、３１０…コンテナ、３２０…下型、３３０…ダイス、３４０…パンチ、３６０…ヒータ、Ａ…原材料、Ｂ…窒素含有原材料、Ａ＋Ｂ…窒素含有混合材料、Ｃ…焼結チタン合金部材、Ｍ…原料、Ｍａ…溶融材料。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により前記原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、前記原材料と前記窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、前記窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに前記窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、前記焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または前記焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、前記処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程とを備えることを特徴とするチタン合金部材の製造方法。
【請求項２】
前記チタン合金部材の最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項３】
前記チタン合金部材において、圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値をI-σRと表したとき、I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項４】
前記チタン合金部材の０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項５】
前記チタン合金部材には、窒素が０．０２〜０．１３質量％固溶されていることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項６】
前記原材料の材質がα−β型チタン合金であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項７】
前記原材料が、溶湯抽出法により製造されたチタン合金細線であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項８】
前記表面処理工程が、ショットピーニング処理であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項９】
前記焼結工程を熱間加圧焼結、熱間等方加圧焼結、放電プラズマ加圧焼結のいずれかで行うことを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項１０】
窒素を０．０２〜０．１３質量％固溶しており、表面に圧縮残留応力が付与されていることを特徴とするチタン合金部材。
【請求項１１】
最大圧縮残留応力が８８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１０に記載のチタン合金部材。
【請求項１２】
圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値をI-σRと表したとき、I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１０または１１に記載のチタン合金部材。
【請求項１３】
０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１０〜１２のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１４】
α−β型チタン合金から製造されたことを特徴とする請求項１０〜１３のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１５】
請求項１〜９のいずれかに記載の製造方法で製造されたことを特徴とする請求項１０〜１４のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１６】
請求項１０〜１５のいずれかに記載のチタン合金部材を用いたことを特徴とする生体用インプラントデバイス。
【請求項１】
チタン合金からなる原材料の準備工程と、窒化処理により前記原材料の表層に窒素化合物層および／または窒素固溶層を形成して窒素含有原材料を作製する窒化工程と、前記原材料と前記窒素含有原材料とを混合して窒素含有混合材料を得る混合工程と、前記窒素含有混合材料の材料同士を接合するとともに前記窒素含有原材料に含まれる窒素を内部全体に亘って固溶した状態で均一に分散させて焼結チタン合金部材を得る焼結工程と、前記焼結チタン合金部材に熱間塑性加工を施して処理部材を得る熱間塑性加工工程および／または前記焼結チタン合金部材に熱処理を施して処理部材を得る熱処理工程と、前記処理部材に圧縮残留応力を付与する表面処理工程とを備えることを特徴とするチタン合金部材の製造方法。
【請求項２】
前記チタン合金部材の最大圧縮残留応力値が８８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項３】
前記チタン合金部材において、圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値をI-σRと表したとき、I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項４】
前記チタン合金部材の０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項５】
前記チタン合金部材には、窒素が０．０２〜０．１３質量％固溶されていることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項６】
前記原材料の材質がα−β型チタン合金であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項７】
前記原材料が、溶湯抽出法により製造されたチタン合金細線であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項８】
前記表面処理工程が、ショットピーニング処理であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項９】
前記焼結工程を熱間加圧焼結、熱間等方加圧焼結、放電プラズマ加圧焼結のいずれかで行うことを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項１０】
窒素を０．０２〜０．１３質量％固溶しており、表面に圧縮残留応力が付与されていることを特徴とするチタン合金部材。
【請求項１１】
最大圧縮残留応力が８８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１０に記載のチタン合金部材。
【請求項１２】
圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における圧縮残留応力の積分値をI-σRと表したとき、I-σRが１００ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１０または１１に記載のチタン合金部材。
【請求項１３】
０．２％曲げ耐力が１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１０〜１２のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１４】
α−β型チタン合金から製造されたことを特徴とする請求項１０〜１３のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１５】
請求項１〜９のいずれかに記載の製造方法で製造されたことを特徴とする請求項１０〜１４のいずれかに記載のチタン合金部材。
【請求項１６】
請求項１０〜１５のいずれかに記載のチタン合金部材を用いたことを特徴とする生体用インプラントデバイス。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２０１２−２５１２３４（Ｐ２０１２−２５１２３４Ａ）
【公開日】平成２４年１２月２０日（２０１２．１２．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１２７２３３（Ｐ２０１１−１２７２３３）
【出願日】平成２３年６月７日（２０１１．６．７）
【出願人】（０００００４６４０）日本発條株式会社 (1,048)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年１２月２０日（２０１２．１２．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年６月７日（２０１１．６．７）
【出願人】（０００００４６４０）日本発條株式会社 (1,048)
【Ｆターム（参考）】
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