强度以及韧性优异的资源节约型钛合金构件及其制造方法.pdf

本发明涉及使用与以往的钛合金相比资源丰富且可以廉价地获得的合金元素，并且低成本地提供能够以少于以往合金的添加量兼具高强度以及高韧性的资源节约型钛合金。一种强度以及韧性优异的钛合金构件，其特征在于，以质量％计，含有Al：4.5％以上且不足5.5％、Fe：1.3％以上且不足2.3％、Si：0.25％以上且不足0.50％、O：0.05％以上且不足0.25％，包含余量钛以及不可避免的杂质；微观组织为针状α相的平均宽度不足5μm的针状组织。

权利要求书
1.  一种钛合金构件，其特征在于，以质量％计，含有Al：4.5％以上且不 足5.5％、Fe：1.3％以上且不足2.3％、Si：0.25％以上且不足0.50％、O：0.05％ 以上且不足0.25％，包含余量钛以及不可避免的杂质；
微观组织为针状α相的平均宽度不足5μm的针状组织。

2.  根据权利要求1所述的钛合金构件，其特征在于，所述针状α相的平均 宽度不足2μm。

3.  一种钛合金构件的制造方法，其特征在于，包括：
成形工序，将以质量％计含有Al：4.5％以上且不足5.5％、Fe：1.3％以上 且不足2.3％、Si：0.25％以上且不足0.50％、O：0.05％以上且不足0.25％、包 含余量钛以及不可避免的杂质的铸锭成形而制成母材构件；以及
热处理工序，将所述母材构件在β相变温度以上的温度保持5分钟以上， 以空气冷却以上的速度进行冷却。

4.  根据权利要求3所述的钛合金构件的制造方法，其特征在于，所述热 处理工序中的冷却为水冷。

说明书强度以及韧性优异的资源节约型钛合金构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及使用资源丰富且可以廉价地获得的合金元素，并且能够以少 于以往合金的添加量兼具高强度以及高韧性的资源节约型钛合金构件及其 制造方法。
背景技术
轻量、高比强度且耐腐蚀性优异的钛合金用于航空器用途以及汽车部 件、民用品等广泛的用途。其中，强度延性平衡优异的α+β型合金的Ti-6Al-4V 为其的代表例子。一方面，为了减轻作为妨碍普及扩大的因素之一的成本高， 作为添加元素，利用资源丰富且可以廉价地获得的Fe，开发了具有可以代替 Ti-6Al-4V的特性的合金。
α+β型钛合金可以通过加工热处理而谋求高强度化，但通常由于高强度 化而使延性、韧性降低。但是，由于用在汽车等的驱动部、高尔夫球杆那样 直接受到冲击的部位等，因此期望高强度的同时也期望高韧性。
对α+β型钛合金的微观组织的形态进行大致区分时，存在等轴组织和针 状组织。针状组织在韧性上有利但强度差。此外，在针状组织中，在β单相 域的熔体化处理后进行骤冷而得到的微细针状组织与进行缓慢冷却而得到 的粗大针状组织相比为高强度且低韧性。此外，粗大针状组织容易以粗大化 的α相为起点产生疲劳破坏，因此与微细针状组织相比疲劳强度差。
此外，工业上作为用于高强度化的简便的方法、或者作为提高生产率的 方法，有在Ti-6Al-4V的制造工序中将在β单相域的熔体化处理后的冷却速度 加快的情况。但是，在熔体化处理后进行骤冷时，存在微观组织变成微细针 状组织，Ti-6Al-4V合金的韧性大幅地降低的问题。
非专利文献1以及非专利文献2中记载的Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si合金为高强 度、高刚性的合金，但存在Al添加量多、韧性差的问题。
专利文献1中，作为具有与以往的Ti-Al-Fe系钛合金同等且稳定的偏差少 的疲劳强度、以及比其高的热加工性的α+β型钛合金，公开了包含Al：4.4％ 以上且不足5.5％、Fe：0.5％以上且不足1.4％的合金。其中，对于Si添加量， 以疲劳强度降低为理由设为不足0.25％，未涉及对于固溶强化、韧性的贡献。
专利文献2中，作为具有与以往的Ti-Al-Fe系钛合金同等的疲劳强度以及 比其高的热加工性或者冷加工性的钛合金，公开了包含Al：4.4％以上且不足 5.5％、Fe：1.4％以上且不足2.1％的合金。其中，对于Si添加量，以疲劳强度 降低为理由设为不足0.25％，未涉及对于固溶强化、韧性的贡献。
专利文献3中，作为工业上可以廉价地制造、具有与Ti-6Al-4V合金同等 以上的机械性质的α+β型钛合金，公开了包含Al：5.5～7.0％、Fe：0.5～4.0％、 O：0.5％以下的合金。但是，存在Al添加量多、韧性差，此外Fe含量高时由 Fe偏析产生的特性的不均一性以及韧性降低的问题。
专利文献4中，作为与Ti-6Al-4V相比强度高、铸造性优异的铸造用α+β 型钛合金，公开了包含Al：5.0～7.0％、Fe+Cr+Ni：0.5～10.0％、C+N+O： 0.01～0.5％、在维持铸造的状态下拉伸强度为890MPa以上、熔点为1650℃以 下的钛合金。该钛合金是得到熔融时的良好的流动性及凝固后的优异的强度 的合金，但强度不充分。
专利文献5中公开了Al：4.4～5.5％、Fe：1.4～2.1％、Mo：1.5～5.5％、Si： 不足0.1％且具有与Ti-6Al-4V同等以上的室温强度、疲劳强度的高强度α+β型 合金。但是，专利文献5中记载的钛合金大量地包含昂贵且价格变动大的Mo， 因此存在难以低成本且稳定地制造的问题。
专利文献6中公开了Mo当量为6.0～12.0、微观组织受控的高强度、高韧 性的α+β型钛合金。但是，专利文献6中记载的钛合金需要大量包含昂贵的合 金元素Mo，为高成本。
专利文献7中公开了包含Si的近β型钛合金。但是，专利文献7以近β型钛 合金为对象，如说明书中所例示的Ti-10V-2Fe-3Al、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr 的那样，大量含有昂贵的合金元素V、Mo，为高成本。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特许第3076697号公报
专利文献2：特许第3076696号公报
专利文献3：特许第3306878号公报
专利文献4：日本特开2010-7166号公报
专利文献5：日本特开2005-320618号公报
专利文献6：日本特开2001-288518号公报
专利文献7：特许第3409278号公报
非专利文献
非专利文献1：P.Bania，Metallugy and Technology of Practical Titanium  Alloys，p.9，TMS，Warrendale，PA(1994)
非专利文献2：F.H.FROES and I.L.CAPLAN，TITANIUM’92 SCIENCE  AND TECHNOLOGY，p.2787
发明内容
发明要解决的问题
对于使用廉价原料并且合金添加量比β型钛合金少的α+β型钛合金构件， 以往未公开以高水平同时满足强度和韧性的技术。
为了提高α+β型钛合金构件的韧性而制成针状组织时，存在强度降低的 问题。
所以，本发明提供有利地解决上述问题、与以往的α+β型钛合金构件相 比廉价地以高水平兼具强度和韧性的钛合金构件及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等为了达成上述问题，对于如下的钛合金构件的强度和韧性进 行深入研究，该钛合金构件作为强化元素添加与V、Mo相比廉价的Fe以及即 便少量地添加、强度和韧性的强化能力也高的Si，实施各种热处理。
本发明人等将均在室温下的、拉伸强度985MPa以上、使用2mmV切口试 验片的夏氏冲击值30J/cm2以上分别作为强度以及韧性的指标。关于室温强 度，由于广泛使用的Ti-6Al-4V被规定为895MPa以上，因此本发明的室温强 度设为超过上述值10％以上。此外，Ti-6Al-4V的标准的夏氏冲击吸收能量为 24J即30J/cm2，因此将具有超过上述值的冲击值作为指标。
向钛合金添加Si大多是在要求耐热性的用途中意图提高耐蠕变性而添 加的。并且，对于Si添加量的上限，为了抑制硅化物的生成而设为固溶度极 限附近的情况很多。
本发明人等对添加了Al、Fe以及Si的钛合金构件实施各种的热处理，评 价强度以及韧性。其结果发现，通过适量地调整Al、Fe、O以及Si的成分范 围、并且进行使微观组织成为针状α相的平均宽度不足5μm的针状组织的热 处理，从而可以制造强度以及韧性优异的钛合金构件。
作为本发明的主旨，如以下所述。
(1)一种钛合金构件，其特征在于，以质量％计，含有Al：4.5％以上且不 足5.5％、Fe：1.3％以上且不足2.3％、Si：0.25％以上且不足0.50％、O：0.05％ 以上且不足0.25％，包含余量钛以及不可避免的杂质；微观组织为针状α相的 平均宽度不足5μm的针状组织。
(2)根据(1)所述的钛合金构件，其特征在于，所述针状α相的平均宽度不 足2μm。
(3)一种钛合金构件的制造方法，其特征在于，包括：成形工序，将以质 量％计含有Al：4.5％以上且不足5.5％、Fe：1.3％以上且不足2.3％、Si：0.25％ 以上且不足0.50％、O：0.05％以上且不足0.25％、包含余量钛以及不可避免 的杂质的铸锭成形而制成母材构件；以及热处理工序，将所述母材构件在β 相变温度以上的温度保持5分钟以上，以空气冷却以上的速度进行冷却。
(4)根据(3)所述的钛合金构件的制造方法，其特征在于，所述热处理工 序中的冷却为水冷。
发明的效果
本发明的钛合金构件为具有通过进行在β相变温度以上的温度保持5分 钟以上、以空气冷却以上的高速度进行冷却的热处理工序从而得到的针状α 相的平均宽度不足5μm的针状组织的钛合金构件，因此可以不阻碍生产率地 高度地兼具强度和韧性。
本发明的钛合金构件使用资源丰富且可以廉价地获得的添加元素、具有 超过以往的钛合金的强度以及韧性。由此，与以往的高强度钛合金相比，本 发明的钛合金构件作为汽车用的发动机气门、连杆等驱动部的构件、紧固构 件、或者高尔夫球杆头(golf club face)那样地承受冲击的构件的产业上的用途 扩大，可以广泛地得到资源节约化的效果、汽车等的燃油消耗率提高等的效 果。此外，对于本发明的钛合金构件，以上述的民用品用途为首，可以广泛 的利用，可以广泛地得到其效果，因此产业上的效果不可估量。
附图说明
图1为本发明的实施方式的钛合金构件的光学显微镜照片。
图2为用于说明针状α相的平均宽度的计算方法的说明图。
图3为本发明的实施方式的钛合金构件的光学显微镜照片。
具体实施方式
以下，对于本发明详细地说明。
在开发中，首先以作为含有低成本Fe的高强度α+β型钛合金而开发的 Ti-5％Al-1～2％Fe系合金为基础，研究基于Si添加以及热处理对强度、韧性的 影响。
其结果，Al、Fe、氧提高强度同时降低韧性。一方面，可知过饱和地添 加Si时，若实施适当的热处理来控制微观组织，则可以提高强度以及韧性。
研究基于上述的Si添加以及热处理对α+β型钛合金构件的强度以及韧性 的影响时，成形具有各种组成的直径φ15mm的圆棒，之后进行各种热处理， 从而制造由各种α+β型钛合金构件形成的试验体，对于各个试验体进行评价。 以下对于试验体的强度以及韧性的评价方法进行叙述。
拉伸强度在室温下进行以下的拉伸试验来评价。由试验体采取平行部直 径φ6.25mm、长度32mm、GL(标线间距离)＝25mm的圆棒拉伸试验片，截 至0.2％耐力(proof stress)以1mm/分钟的拉伸速度进行、0.2％耐力以后以 10mm/分钟的拉伸速度进行。
对于韧性，室温下进行夏氏冲击试验，以冲击值(J/cm2)进行评价。对于 冲击试验，由试验体采取试验片宽5mm的5×10×55mm的四棱柱带有深度2mm 的V切口的JIS Z2242中记载的小尺寸试验片，使用300N的夏氏冲击试验机进 行。
接着，对于试验体的微观组织的观察方法进行叙述。
微细组织的观察如下进行，对作为试验体的圆棒的C截面、即垂直于圆 棒的中心轴的截面进行镜面研磨之后，使用克罗尔溶液(Kroll’s solution)使 其腐蚀、露出显微组织，用光学显微镜观察。
需要说明的是，本发明中的针状组织的“针状α相的平均宽度”意味着用 光学显微镜观察钛合金构件的垂直于轧制方向的截面，通过以下的方法而算 出。
存在针状α相的宽度根据观察面与组织的方位关系而不同的情况。因此， 在5个位置以上的观察点(光学显微镜的视野内的区域)观察旧β晶粒、处于其 内部的集落(colony)。在此，集落为旧β晶粒内所见到的针状组织(针状α相) 的轴向大致集中的区域。此外，针状组织由α相构成。
在此，基于图1以及图2详细地说明针状α相的平均宽度的算出方法。图1 为本实施方式的钛合金构件的光学显微镜照片，图2为表示集落A的概要的说 明图。如图1以及图2所示，集落A意味着针状α相C的轴向大致集中的区域。
首先，算出构成1个集落A的针状α相C的平均宽度(以下，也称为“集落A 的平均宽度”)。具体而言，在集落A的任意位置引多根(例如3～5根左右。后 述的实施例以及比较例中为3根)直线B，所述直线B垂直于构成集落A的针状 α相C的轴向地伸长、并且将集落A的边界部分彼此连结。并且，将各直线B 的长度除以与该直线B交叉的针状α相C的数目，从而算出各直线B中的针状α 相的平均宽度。并且，算出各直线B中的平均宽度的算术平均，从而算出集 落A中的平均宽度。由于在集落A内引了多根直线B，因此集落A中的平均宽 度可以说反映了构成集落A的针状α相整体的宽度。
进而，在1个观测点内的多个集落A(例如10～20个左右。后述的实施例以 及比较例中为10个)中进行上述的处理，算出由此得到的平均宽度(集落A中 的平均宽度)的算术平均，从而算出1个观测点中的平均宽度。观测点中的平 均宽度由于考虑了该观测点内的多个集落A，因此可以说反映了观测点中观 测到的针状α相整体的宽度。
进而，在多个观测点(例如5～10个位置程度。后述的实施例以及比较例 中为5个位置)进行上述的处理，算出各观测点中的平均宽度的算术平均，从 而算出针状α相的平均宽度。如此，针状α相的平均宽度为将多个观测点中的 平均宽度进一步平均而成的值，因此可以说反映了构成钛合金材料的针状α 相整体的宽度。
本发明的钛合金构件的微观组织为在β相变温度以上的温度熔体化之后 以空气冷却以上的速度冷却而得到的针状α相的平均宽度不足5μm的针状组 织。
通常对于以Ti-6Al-4V为首的α+β型钛合金，可以实施β相变温度以上的 温度的热处理从而得到针状的微观组织。更详细而言，钛合金构件的针状组 织是α相在β单相的晶粒的内部或者晶界析出从而形成的。
本发明的钛合金构件中，熔体化处理后的冷却速度慢的情况下，形成由 粗针状α相形成的微观组织。熔体化处理后的冷却速度快的情况下，形成由 马氏体状组织、微细的针状α相形成的微观组织。例如，在熔体化处理后进 行了水冷的钛合金构件中，观察到马氏体状非常微细的组织、网篮 (Basketweave)状的组织，均为具有微细的针状α相的宽度的组织，在此表 述为针状组织。
即，熔体化处理后的冷却速度快的情况下，可以析出马氏体状的α相。 马氏体状的α相为针状α相的一个方式，意味着针状α相沿多个方向伸长的(换 言之，针状α相彼此交叉)区域。即冷却速度快的情况下，α相沿各个方向生 长。但是，通常的骤冷(例如水冷)程度的冷却速度下马氏体状的α相几乎不析 出。图3中示出马氏体状的α相的一个例子。图3为本实施方式的钛合金构件 的光学显微镜照片。
需要说明的是，钛合金构件中含有马氏体状的α相时，针状α相的平均宽 度如以下所述而算出。即，由马氏体状的α相抽出轴向大致相同并且相互邻 接的针状α相的组，将它们视为1个集落A。然后，通过与上述的方法同样的 方法算出马氏体状的α相的平均宽度。
需要说明的是，用光学显微镜观察微细组织的情况下，针状组织的针状 α相的宽度根据观察面与针状组织的轴方位的相对关系而不同，因此存在产 生误差的情况。在此，如前所述，使用在5个位置以上的观察点观察针状组 织而得到的针状α相的宽度的平均值从而排除误差。在此，集落为在旧β粒内 观察到的方位集中的区域。
作为本发明的α+β型钛合金构件的一个例子，得到将具有本发明的规定 组成的成形为直径φ20mm的圆棒形状的母材构件在β相变温度以上的温度 保持5分钟以上、进行空气冷却而成的钛合金构件。此时，得到针状α相的平 均宽度不足5μm的针状组织，代替空气冷却进行水冷从而得到针状α相的平 均宽度不足2μm的针状组织。需要说明的是，对于直径φ20mm的圆棒中心 自于β相变温度以上保持的温度至500℃左右的冷却速度，空气冷却的情况下 设为1℃/秒以上、水冷的情况下设为10℃/秒以上。
一方面，代替空气冷却进行炉冷的情况下，得到针状α相的平均宽度为 10～30μm的针状组织。
因此，在本实施方式中，自加热温度至500℃左右的冷却速度为1℃/秒 以上即可。冷却速度为1℃/秒以上的情况下，针状α相的平均宽度不足5μm。 此外，冷却速度为钛合金构件的表面的冷却速度。
本发明的钛合金的β相变温度根据组成而不同，为1000℃左右。Si形成 TixSiy的硅化物、硅化物固溶的温度在本发明的合金成分范围内为900℃ ～1050℃左右，Si添加量越多越高。
通过EPMA分析，调查各元素的分布，结果在β相变温度以上的温度保 持5分钟以上、进行水冷的情况下，在所得到的钛合金构件中，未发现Al、 Fe、Si有明确的分布偏差。进行空气冷却代替水冷的情况下，在所得到的钛 合金构件中，发现Al和Fe的分布有变化，发现Al主要向α相、Fe主要向β相移 动。一方面，进行空气冷却代替水冷的情况下，未发现Si分布有偏差。
但是，在β相变温度以上的温度保持5分钟以上、进行炉冷的情况下，在 所得到的钛合金构件中，Al和Fe的分布更明确地分离、Si也大量分布于β相 中。
由以上推定如下，本发明的钛合金构件中，因为始于β相变温度的冷却 过程中的Si的移动速度慢，因此在β相变温度以上的温度保持5分钟以上、以 空气冷却以上的冷却速度进行冷却时，即便添加0.25％以上的Si也可以维持 过饱和的固溶状态，维持对于提高强度以及韧性的贡献。
此外，如上所述，将具有本发明的规定组成的母材构件在β相变温度以 上的温度保持5分钟以上、以空气冷却以上的冷却速度进行冷却时，得到针 状α相的平均宽度不足5μm的针状组织。进行得到这样的微观组织的热处理 的情况下，即便在热处理后的钛合金构件中存在硅化物，也被微细的针状组 织所阻止而抑制硅化物的粗大化。其结果，抑制由粗大的硅化物引起的韧性 的降低。因此，推定具有上述的微观组织的本发明的α+β型钛合金构件中， 充分地得到基于过饱和地含有的Si的提高强度以及韧性的效果。
本实施方式的钛合金构件为高强度并且高韧性，因此用于航空器用途以 及汽车部件、民用品等广泛的用途。这些用途中所使用的钛合金构件的厚度 各种各样。并且，对厚的钛合金构件的表面仅进行骤冷的情况下，在钛合金 构件的表面与内部会产生冷却速度的差。一方面，晶体结构会根据冷却速度 而变化。例如，将钛合金构件的某区域以3℃/秒冷却的情况下，该区域的晶 体结构成为图1中示出的结构，将该区域以20℃/秒冷却时，该区域的晶体结 构能够成为图3中示出的结构。因此，在晶体的表面与内部的冷却速度不同 的情况下，存在表面的晶体结构与内部的晶体结构产生差异的情况。对于钛 合金构件的晶体结构，即便假设在表面与内部不同，若满足本实施方式的条 件(即具有特定组成、并且针状α相的平均宽度不足5μm的条件)，则强度以及 韧性也优异。因此，这样的钛合金构件也包含在本实施方式的范围内。但是， 对于晶体结构优选尽量在钛合金构件的全部区域均匀。这是由于晶体结构越 均匀、强度以及韧性越高，即更进一步发挥本实施方式的效果。
因此，尤其是钛合金构件厚的情况下，钛合金构件的冷却优选通过例如 以下的方法来进行。即，将自加热温度至500℃的温度范围划分成各个规定 范围(例如100℃)。然后，重复如下的处理：利用水冷等将钛合金构件的表面 仅冷却该规定范围的温度、进行恒温。在此，冷却时的冷却速度以及恒温时 间以自加热温度至500℃的平均的冷却速度为1℃/秒以上的方式来设定。
例如，加热温度为1000℃时，将钛合金构件的表面水冷至900℃，然后 在900℃下恒温。然后，将钛合金构件的表面水冷至800℃，然后在800℃下 恒温。重复该处理直至钛合金构件的表面成为500℃左右。恒温时内部的温 度降低而接近表面的温度，因此通过上述处理可以使钛合金构件表面的冷却 速度与内部的冷却速度的差变小。因此，可以减小钛合金构件的表面与内部 的晶体结构的差。
冷却速度的上限值没有特别限制。需要说明的是，水冷的情况下，虽然 依赖于钛合金构件的形状，但可以实现70～80℃/s左右的冷却速度，即便以这 样的冷却速度冷却钛合金构件，也可以完成本实施方式的钛合金构件。即， 即便使冷却速度上升至70～80℃/s，也未发现韧性大幅降低。因此，冷却速度 的上限值例如可以为70～80℃/s左右。
将具有本发明的钛合金构件的母材成分的已成形的母材构件在β相变温 度以上的温度保持5分钟以上、进行空气冷却而制成针状α相的平均宽度不足 5μm的针状组织之后，为了微观组织的稳定化，可以在650℃～850℃进行追 加的热处理。因骤冷而在钛合金构件内产生的热应变可以通过追加的热处理 (所谓的退火)来缓和。即，微观组织稳定化。
因此推定，在本发明的钛合金构件的针状组织中，即便在实施用于组织 稳定化的追加的热处理的情况下，也保持过饱和地含有的Si的固溶状态，维 持对于提高强度以及韧性的贡献。
权利要求1中记载的本发明的钛合金构件中，规定了母材(钛合金构件) 的构成元素的含有比率和微观组织的形态。
Al为α稳定化元素，通过在α相中固溶，从而根据含量的增加使钛合金构 件的强度增加。但是，母材含有5.5％以上的Al时，韧性劣化。所以，母材的 Al的含量设为4.5％以上且不足5.5％。Al的含量的上限值更优选为不足5.3％。 此外，Al的含量的下限值更优选为4.8％以上。
Fe为共析型的β稳定化元素，通过在β相中固溶，从而根据含量的增加使 钛合金构件的室温强度增加、而使韧性降低。为了确保强度，母材需要含有 1.3％以上的Fe。但是，母材含有2.3％以上的Fe时，存在以大型铸锭进行熔炼 时发生偏析的问题。所以，母材的Fe的含量设为1.3％以上且不足2.3％。Fe 的含量的上限值更优选不足2.1％。此外，Fe的含量的下限值更优选为1.5％以 上。
Si为β稳定化元素，根据含量的增加使强度以及韧性增加。为了确保强 度以及韧性，母材需要含有0.25％以上的Si。一方面，母材含有0.50％以上的 Si时韧性降低。所以母材的Si的含量设为0.25％以上且不足0.50％。Si的含量 的上限值更优选不足0.49％。此外，Si的含量的下限值更优选为0.28％以上。
O为强化α相的元素。为了表现出其效果，需要将母材的O的含量设为 0.05％以上。但是，含有0.25％以上的O时，促进α2相的生成而脆化、或β相变 温度上升而使热处理成本上升。因此，将母材的O的含量设为0.05％以上且 不足0.25％。O的含量优选为0.08％以上且不足0.22％。O的含量更优选为0.12％ 以上且不足0.20％。
本发明的钛合金构件的微观组织为针状α相的平均宽度不足5μm的针状 组织。α相粗大化时，韧性降低。因此，针状α相的平均宽度不足5μm、优选 为4μm以下、进一步优选为不足2μm。
对于针状α相的平均宽度不足5μm的钛合金构件，没有由熔体化处理产 生的Si分布的偏差、保持过饱和地含有的Si的固溶状态、并且抑制由粗大的 硅化物引起的韧性的降低，因此强度以及韧性优异。钛合金构件为针状α相 的平均宽度不足2μm的构件时，没有由熔体化处理产生的Al、Fe、Si分布的 偏差，保持这些元素的固溶状态，因此强度以及韧性优异。
需要说明的是，本发明的钛合金构件的形状没有特别限定，可以为棒状、 也可以为板状。本发明的钛合金构件的母材、即母材构件的形状可以为汽车 用发动机气门以及连杆、高尔夫球杆头等的形状。此外，前述母材构件的成 形通过热轧、热锻、热挤出、切削/研削、它们的组合来进行。
本发明的钛合金构件的制造方法包括：成形工序，将具有本发明的钛合 金构件的母材成分的铸锭成形而制成母材构件；以及热处理工序，将母材构 件在β相变温度以上的温度保持5分钟以上、以空气冷却以上的速度进行冷 却。
在热处理工序中，通过将母材构件在β相变温度以上的温度保持5分钟以 上，从而可以将合金成分充分地熔化，充分地得到使强度以及韧性提高的效 果。此外，以空气冷却以上的速度进行冷却，从而得到Si分布没有偏差、针 状α相的平均宽度不足5μm的针状组织。冷却为水冷的情况下，得到Al、Fe、 Si分布没有偏差、针状α相的平均宽度不足2μm的针状组织。冷却速度不足空 气冷却的情况下，针状α相粗大化、韧性降低。
本发明的钛合金构件可以通过通常所使用的钛合金的制造方法来制造。 本发明的钛合金构件的代表性的制造工序如下所述。
首先，以海绵钛、合金原材料为原料，利用在真空中进行电弧熔炼或电 子束熔炼、在水冷铜铸模中进行铸造的熔炼法，从而抑制杂质的混入，制成 本发明的钛合金构件的母材成分的铸锭。在此，O可以通过在熔炼时例如使 用氧化钛或氧浓度高的海绵钛来添加。
接着，将铸锭成形而制成母材构件(成形工序)。具体而言，将铸锭加热 到950℃以上的α+β区域或者β区域后，锻造为坯料形状、进行表面切削，在 950℃以上的加热温度下进行热轧。由此，得到制成作为本发明的钛合金构 件的形状的一个例子的例如φ12～20mm的棒材的母材构件。
接着，将制成本发明的钛合金构件的形状的母材构件在根据成分而不同 但约在1000℃附近的β相变温度以上的温度保持5～60分钟之后，以空气冷却 以上的冷却速度进行冷却(热处理工序)。保持时间不足5分钟时熔体化不充 分。保持时间超过60分钟时，β相的粒径过大，因此不优选。
对于热处理工序，期望在β相变温度+20℃以上、1100℃以下的温度下保 持时间为10～30分钟，更优选在β相变温度+20℃以上、1060℃以下的温度下 保持时间为15～25分钟。
将热处理温度设为β相变温度+20℃以上、和/或将保持时间设为10分钟 以上，从而即便母材构件的成分、热处理中的母材构件的温度存在偏差，也 可以得到合金成分充分熔化的钛合金构件，更有效地提高强度以及韧性。但 是，热处理温度超过1100℃、和/或保持时间超过30分钟时，钛合金构件的微 观组织变得容易粗大化，热处理成本上升，因此不优选。
热处理工序之后，为了材质稳定化等目的，可以在650～850℃下实施30 分钟～4小时的追加的热处理。
实施例
以下，通过实施例更具体地说明本发明。
(实验例1)
通过真空电弧熔炼法制造表1中示出的原材料编号1～15的成分的钛合 金，分别制成约200kg的铸锭。对这些铸锭分别锻造以及热轧，得到直径15mm 的圆棒。
[表1]

对于原材料编号1～15的成分的圆棒实施如下的熔体化处理，编号1、2、 5、6、7在1050℃、编号3、8、12、15在1040℃、编号4、9在1030℃、编号 10、11、13、14在1060℃的温度下保持15～25分钟、进行空气冷却，将微观 组织制成针状组织。在表1中示出原材料编号1～15的β相变温度。
对于熔体化处理后的试验编号1～15的圆棒，通过以下示出的方法评价拉 伸强度以及韧性。
拉伸强度在室温下进行以下的拉伸试验来评价。由圆棒采取平行部直径 φ6.25mm、长度32mm、GL(标线间距离)＝25mm的圆棒拉伸试验片，截至 0.2％耐力以1mm/分钟的拉伸速度进行、0.2％耐力以后以10mm/分钟的拉伸 速度进行。
对于韧性，室温下进行夏氏冲击试验，以冲击值(J/cm2)进行评价。对于 冲击试验，由圆棒采取试验片宽5mm的5×10×55mm的四棱柱带有深度2mm 的V切口的JIS Z2242中记载的小尺寸试验片，使用300N的夏氏冲击试验机进 行。
在表2中示出如此操作而得到的试验编号1～15的拉伸强度和冲击值的评 价结果。
[表2]

此外，对熔体化处理后的试验编号1～15的圆棒的垂直于中心轴的截面进 行镜面研磨之后，使用克罗尔溶液使其腐蚀，露出显微组织，使用光学显微 镜在500倍下观察，求出微观组织的针状α相的宽度的平均值。在表2中示出 其结果。
试验编号1～8为本发明例、试验编号9～15为任一原材料的成分(母材的构 成元素)偏离本发明范围的比较例。
在表1以及表2中，偏离本发明范围的数值带有下划线。
试验编号1～8的本发明例均是微观组织为针状α相的平均宽度不足5μm 的针状组织，具有拉伸强度985MPa以上、夏氏冲击值30J/cm2以上，显示出 良好的强度以及韧性。
比较例的试验编号9的Al含量偏离下限值，试验编号10的Fe含量偏离下 限值，拉伸强度均不足。此外，比较例的试验编号11的Al量偏离上限值、Si 量偏离下限，冲击值不足。试验编号12的Si量偏离下限值，室温强度以及冲 击值不足。试验编号13的Al量偏离上限值，冲击值不足。试验编号14的O量 偏离上限值、试验编号15的Si量偏离上限值，冲击值不足。
(实验例2)
对于与实验例1同样的原材料编号1～15的成分的圆棒实施如下的熔体化 处理，在低于这些原材料的β相变温度的870℃的温度下保持60分钟、进行水 冷，得到试验编号16～30的圆棒。
对于该试验编号16～30的圆棒，与实验例1同样地操作，评价韧性。在表 3中示出其结果。
此外，与实验例1同样地操作，观察熔体化处理后的试验编号16～30的微 观组织。在表3中示出其结果。
[表3]

加热温度为β相变温度以下的870℃
试验编号16～30的任意情况下，冲击值不足30J/cm2、是不足的。
此外，试验编号16～30的微观组织均为由先共析α相和针状组织的混合组 织构成的等轴组织。这是由于实验例2中熔体化处理为低于β相变温度的热处 理。
(实验例3)
对于与实验例1同样的原材料编号1的成分的圆棒实施如下的熔体化处 理，在1050℃的温度下保持20分钟、进行冷却，改变空气冷却、水冷、炉冷 和冷却速度进行冷却。然后，按照以下示出的条件对于一部分圆棒实施追加 的热处理。
试验编号31、32在熔体化处理后进行水冷，试验编号32在水冷后进一步 实施800℃、1小时的热处理。
试验编号33～36在熔体化处理后进行空气冷却，试验编号34在空气冷却 后进一步实施700℃×2小时的热处理、试验编号35在空气冷却后进一步实施 800℃×1小时的热处理、试验编号36在空气冷却后进一步实施850℃×1小时的 热处理。
试验编号37～39在熔体化处理后进行炉冷，试验编号39进一步实施 800℃、1小时的热处理。试验编号38以不同于编号37的条件进行炉冷。
与实验例1同样地操作，观察熔体化处理后(进行追加的热处理的情况下 为追加的热处理后)的试验编号31～39的微观组织，求出微观组织的针状α相 的宽度的平均值。在表4中示出其结果。
此外，对于试验编号31～39的圆棒，与实验例1同样地操作，评价拉伸强 度以及韧性。在表4中示出其结果。
[表4]

对于试验片编号31～36，微观组织为针状组织、针状α相的宽度为5μm以 下，均在本发明的范围。此外，试验编号31～36的拉伸强度均为985MPa以上、 冲击值均为30J/cm2以上。
对于试验编号37、38、39，虽然微观组织均为针状组织，但针状α相的 宽度比本发明的范围大，强度以及冲击值不足。
(实验例4)
如上所述，作为α+β型的钛合金构件，已知有Ti-6Al-4V等。并且，即便 是以往的α+β型钛合金构件，通过实施β相变温度以上的温度的热处理，也可 以得到针状的微观组织、即针状α相。但是在以往的α+β型的钛合金构件中即 便形成针状α相，也不能兼具高强度以及高韧性。为了证明这个情况，本发 明人进行本实验例4。
实验例4中，通过与实验例1同样的处理，准备具有Ti-6.3Al-4.2V-0.18O 的组成的直径15mm的圆棒(母材)。该母材的β相变温度为980℃。接着，对该 母材实施在1050℃的温度下保持15～25分钟、进行空气冷却的熔体化处理， 从而制作试验编号40的钛合金构件。此外，对母材实施在低于β相变温度的 870℃的温度下保持60分钟、进行水冷的熔体化处理，从而制作试验编号41 的钛合金构件。此外，对母材实施在1050℃的温度下保持15～25分钟、进行 水冷的熔体化处理，从而制作试验编号42的钛合金构件。接着，对试验编号 40～42的钛合金构件的拉伸强度以及韧性通过与实验例1同样的处理进行评 价。在表5中示出评价结果。
[表5]

根据实验例4可知，在以往的钛合金构件中，即便针状α相的宽度(平均 宽度)不足5μm，也不能兼具高强度以及高韧性。
以上，边参照附图边对本发明的优选实施方式进行详细地说明，本发明 并不限于所述的例子。可知若为具有本发明所属技术领域的常识的人，则在 权利要求所记载的技术思想的范畴内，可以想到各种变更例或修正例，对于 这些自然也属于本发明的技术范围。
附图标记说明
A  集落
B  直线
C  针状α相