(57)【要約】【課題】双晶変形を生じるチタン合金において、双晶変形を抑制する。【解決手段】開示の製造方法は、双晶変形を生じるチタン合金に、鉄を含有させることを含む。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
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ることを含む
双晶変形が抑制されたチタン合金の製造方法。
【請求項２】
前記β相安定化元素は、鉄である
請求項１に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項３】
前記β相安定化元素を含有させることは、前記双晶変形を生じる前記チタン合金に前記β相安定化元素を拡散させることを含む
請求項１又は２に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項４】
前記β相安定化元素を拡散させることは、熱処理によって行われる
請求項３に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項５】
前記双晶変形を生じる前記チタン合金は、β型チタン合金である
請求項１から４のいずれか１項に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項６】
前記双晶変形を生じる前記チタン合金は、粗大結晶粒領域の周囲に微細結晶粒領域が形成された組織を有する
請求項１から５のいずれか１項に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項７】
前記β相安定化元素を含有させることは、前記β相安定化元素を、前記微細結晶粒領域から前記粗大結晶粒領域へ拡散させることを含む
請求項６に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項８】
前記双晶変形が抑制されたチタン合金は、前記β相安定化元素としての鉄の含有量が０．１質量％よりも大きい領域を有する
請求項１から７のいずれか１項に記載のチタン合金の製造方法。
【請求項９】
双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有するチタン合金。
【請求項１０】
粗大結晶粒領域の周囲に形成された微細結晶粒領域が立体的なネットワークを構成する調和組織を有するチタン合金であって、
前記粗大結晶粒領域は、双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有する
チタン合金。
【請求項１１】
前記β相安定化元素は、鉄である
請求項９又は１０に記載のチタン合金。
【請求項１２】
前記第２領域は、前記第１領域の周囲に存在する
請求項９から１１のいずれか１項に記載のチタン合金。
【請求項１３】
前記第２領域は、前記β相安定化元素である鉄の含有量が０．１質量％よりも大きい領域を含む
請求項９から１２のいずれか１項に記載のチタン合金。
【請求項１４】
前記第１領域は、前記β相安定化元素である鉄の含有量が０．１質量％以下である
請求項９から１３のいずれか１項に記載のチタン合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、双晶変形が抑制されたチタン合金の製造方法及びチタン合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は、例えば、生体用材料として有望である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１５−０４８５００号公報
【発明の概要】
【０００４】
チタン合金には、双晶変形を生じるものがある。双晶変形を生じるチタン合金としては、β型チタン合金がある。β型チタン合金は、人骨のヤング率と大きな差がないヤング率を有するため、生体用材料として特に有望である。
【０００５】
しかし、β型チタン合金のように、双晶変形を生じるチタン合金は、塑性変形し易く、十分な強度が得られないことがある。これは、双晶変形の変形応力が、すべり変形よりも小さいためである。このため、双晶変形を生じるチタン合金は、すべり変形するチタン合金に比べて、強度が低くなる。
【０００６】
したがって、双晶変形を生じるチタン合金において、双晶変形を抑制することが望まれる。
【０００７】
本開示のある側面は、双晶変形が抑制されたチタン合金の製造方法である。開示の製造方法は、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ることを含む。
【０００８】
本開示の他の側面は、チタン合金である。開示のチタン合金は、双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有する。
【０００９】
本開示のさらに他の側面において、開示のチタン合金は、粗大結晶粒領域の周囲に形成された微細結晶粒領域が立体的なネットワークを構成する調和組織を有するチタン合金であって、前記粗大結晶粒領域は、双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有する。
【００１０】
更なる詳細は、後述の実施形態として説明される。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、双晶変形が抑制されたチタン合金の製造手順を示すフローチャートである。
【図２】図２Ａは、調和組織を有するチタン合金のＥＢＳＤ画像である。図２Ｂは、調和組織を有するチタン合金のＳＥＭ画像である。
【図３】図３Ａは、図３Ｂの拡大画像である。図３Ｂは、圧延後のチタン合金のＥＢＳＤ画像である。
【図４】図４Ａは、歪分布画像である。図４Ｂは、図４Ａと同部位のＳＥＭ画像である。
【図５】図５は、プロット位置を示すＳＥＭ画像である。
【図６】図６は、プロット位置における鉄含有量の測定結果である。
【図７】図７は、プロット位置における鉄元素の有無を示す画像である。
【図８】図８Ａは、調和組織のＩＰＦマップである。図８Ｂは、鉄元素ＥＤＳマップである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
＜１．双晶変形が抑制されたチタン合金の製造方法及びチタン合金の概要＞
【００１３】
（１）実施形態に係る製造方法は、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ることを含む。β相の安定度が低いと双晶変形しやすいが、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ることで、チタン合金の変形様式を、双晶変形からすべり変形に、転換できる。β相安定化元素は、例えば、鉄（Fe）、水素（H）、モリブデン(Mo)、ニオブ（Nb）、タンタル（Ta）、バナジウム(V)などである。この製造方法により、双晶変形を生じるチタン合金から、双晶変形が抑制されたチタン合金が製造される。双晶変形を生じるチタン合金に対して、事後的にβ相安定化元素を含有させることで、変形様式の制御が容易となる。ここで、「双晶変形が抑制されたチタン合金」は、抑制されても双晶変形が残存しているチタン合金であってもよいし、双晶変形の抑制により双晶変形が全くないチタン合金であってもよい。
【００１４】
（２）前記β相安定化元素は、鉄であるのが好ましい。鉄は、生体適合性に優れているため、チタン合金を生体用材料として用いる場合に有利である。
【００１５】
（３）前記β相安定化元素を含有させることは、前記双晶変形を生じる前記チタン合金に前記β相安定化元素を拡散させることであってもよい。拡散によって生じるβ相安定化元素の濃度を制御することで、変形様式を制御することが可能となる。β相安定化元素として鉄を拡散させるのが好ましい。鉄は、比較的拡散が遅いため、双晶変形の量を制御しやすい。
【００１６】
（４）前記β相安定化元素を拡散させることは、熱処理によって行われてもよい。この場合、熱処理の温度又は熱処理の時間を制御することで、β相安定化元素の濃度を制御し、その結果、変形様式を制御することができる。
【００１７】
（５）前記双晶変形を生じる前記チタン合金は、例えば、β型チタン合金である。
【００１８】
（６）前記双晶変形を生じる前記チタン合金は、粗大結晶粒領域の周囲に微細結晶粒領域が形成された組織を有するのが好ましい。かかる組織は、高強度・高延性の両立を可能とするため、かかる組織において、変形様式制御をすることで、強度と延性を両立が一層容易となる。
【００１９】
（７）前記β相安定化元素を含有させることは、前記β相安定化元素を、前記微細結晶粒領域から前記粗大結晶粒領域へ拡散させることを含むことができる。粗大結晶粒領域へβ相安定化元素を拡散させることで、粗大結晶粒領域における双晶変形を抑制することができる。
【００２０】
（８）前記双晶変形が抑制されたチタン合金は、前記β相安定化元素としての鉄の含有量が０．１質量％よりも大きい領域を有するのが好ましい。鉄の含有量が、０．１質量％よりも大きくなると、双晶変形が十分に抑制される。鉄の含有量は、０．５質量％よりも大きいのがより好ましく、１質量％よりも大きいのがさらに好ましい。鉄の含有量は、１５質量％よりも小さいのが好ましく、１０質量％より小さいのがより好ましく、５質量％よりも小さいのがさらに好ましく、３質量％よりも小さいのがさらに好ましい。
【００２１】
（９）実施形態に係るチタン合金は、双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有する。第２領域では、β相安定化元素を含有することで、双晶変形が抑制されてすべり変形が支配的になる。すべり変形を生じる第２領域は、双晶変形を生じる第１領域に比べて、高強度になる。したがって、第１領域及び第２領域を有するチタン合金は、双晶変形だけが支配的であるチタン合金に比べて、高強度になる。また、第１領域は、双晶変形を生じるため、延性を維持することも可能である。第１領域と第２領域との割合を制御することで、強度と延性とを両立しつつ、両者のバランスを制御することが可能となる。
【００２２】
（１０）実施形態に係るチタン合金は、粗大結晶粒領域の周囲に形成された微細結晶粒領域が立体的なネットワークを構成する調和組織を有するチタン合金であって、前記粗大結晶粒領域は、双晶変形を生じる第１領域と、β相安定化元素を含有することですべり変形を生じる第２領域と、を有する。調和組織は、高強度・高延性の両立を可能とする。しかも、粗大結晶粒領域における双晶変形が第２領域において抑制されているため、調和組織において主に延性を確保するための粗大結晶粒領域を高強度化することが可能となる。
【００２３】
（１１）前記β相安定化元素は、鉄であるのが好ましい。鉄は、生体適合性に優れているため、チタン合金を生体用材料として用いる場合に有利である。
【００２４】
（１２）前記第２領域は、前記第１領域の周囲に存在するのが好ましい。この場合、第２領域は微細結晶粒領域の近傍に位置することになる。この結果、分散点在する第１領域（延性を担う）が、高強度の領域（微細結晶粒領域及び第２領域）に包まれたが立体的なネットワーク組織となり、調和組織の基本構造が維持される。
【００２５】
（１３）前記第２領域は、前記β相安定化元素である鉄の含有量が０．１質量％よりも大きい領域を含むのが好ましい。この場合、第２領域における双晶変形が十分に抑制される。第２領域における鉄の含有量は、０．５質量％よりも大きいのがより好ましく、１質量％よりも大きいのがさらに好ましい。第２領域における鉄の含有量は、１５質量％よりも小さいのが好ましく、１０質量％より小さいのがより好ましく、５質量％よりも小さいのがさらに好ましく、３質量％よりも小さいのがさらに好ましい。
【００２６】
（１３）前記第１領域は、前記β相安定化元素である鉄の含有量が０．１質量％以下であるのが好ましい。鉄の含有量が０．１質量％以下であると、双晶変形が維持され易い。
【００２７】
＜２．双晶変形が抑制されたチタン合金の製造方法及びチタン合金の詳細＞
【００２８】
＜２．１  製造方法＞
【００２９】
図１は、実施形態に係る製造方法を示している。実施形態においては、まず、原料粉末が作製される（ステップＳ１１）。原料粉末は、チタン合金粉末である。チタン合金粉末は、例えば、母材となるチタン合金からプラズマ回転電極法（ＰＲＥＰ）により作成される。母材となるチタン合金は、例えば、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｚｒ合金である。Ｔｉ−Ｎｂ−Ｚｒ合金は、β型チタン合金である。β型チタン合金は、双晶変形を生じる。チタン合金粉末を構成する各粒子は、複数の比較的粗大な結晶粒（粗大結晶粒）が集まって構成されている。チタン合金粉末の平均粒子径は、特に限定されないが、例えば、１００μｍから３００μｍである。
【００３０】
続いて、ステップＳ１１に作製されたチタン合金粉末に、鉄粉末を添加し、混合原料粉末を作製する。鉄粉末は、チタン合金粉末よりも、平均粒子径が小さいのが好ましい。鉄粉末の平均粒子径は、特に限定されないが、例えば、１μｍから５０μｍである。鉄粉末の平均粒子径は、１μｍから３０μｍのであるのが好ましく、１μｍから２０μｍであるのがより好ましい。鉄粉末の平均粒子径は、１〜１０μｍ程度でもよい。
【００３１】
ステップＳ１２にて作成された混合原料粉末に対して、メカニカルミリング（Mechanical Milling）を行うことで、チタン合金粉末を構成する各粒子の表層部における結晶粒を微細化し、加工粉末を得る（ステップＳ１３）。
【００３２】
メカニカルミリングにより、チタン合金粉末の表層部に微細結晶粒領域が形成される。チタン合金粉末に対してメカニカルミリングなどの強加工を施すと、塑性変形により結晶粒が偏平化し、次々と格子結果（転位）が導入されて、結晶粒が分割細分化（例えば、ナノサイズ化）されていく。
【００３３】
メカニカルミリングでは、表層部よりも内側の領域（内側領域）は微細化加工されないか、加工が十分されない。このため、内側領域は、粗大結晶粒領域になっている。粗大結晶粒領域は、混合原料粉末に含まれるチタン合金における粗大結晶粒が概ね維持された領域である。このように、メカニカルミリングにより、表層部が微細結晶粒領域（shell）であり、表層部の内側が粗大結晶粒領域(core)である、shell／core構造を持つチタン合金粉末が得られる。ここで微細結晶粒とは、粗大結晶粒よりも小さい結晶粒である。
【００３４】
粉末の表層部の結晶粒を微細化する処理は、メカニカルミリングに限られず、ジェットミリングなど他の強加工によって行われてもよい。
【００３５】
なお、微細結晶粒は、粗大結晶粒の平均結晶粒径よりも小さい平均結晶粒径を持つ結晶粒であるということができる。平均結晶粒径は、例えば、走査型電子顕微鏡による調和組織の断面組織又は結晶粒界マップの画像データを、画像解析ソフトを用いて処理し、対象となる結晶粒の面積を求め、求められた面積と同じ面積となる円の直径を粒径とし、所定のサンプル数の粒径を求めて平均化した値とすることができる
【００３６】
メカニカルミリング後の加工粉末において、混合原料粉末に含まれていた鉄粉末は、微細結晶粒領域の表面に存在するか、又は微細結晶粒領域の内部に侵入している。
【００３７】
続いて、ステップＳ１３により得られた加工粉末を熱処理により焼結し、調和組織を有する焼結材を得る（ステップＳ１４）。焼結は、例えば、プラズマ放電焼結（ＳＰＳ）により行われる。焼結の温度は、例えば、８００°Ｃから１０００°Ｃである。調和組織は、分散点在する粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である。すなわち、粗大結晶粒領域の周囲に微細結晶粒領域が形成されている。微細結晶粒領域では、結晶粒微細化により高硬度化している。
【００３８】
一般に、調和組織を有する材料（調和組織材）は、高強度・高延性の両立が可能である（特許文献１参照）。調和組織材は、微細結晶粒領域が高強度であることにより、均一な大きさの結晶粒を有する均一組織材に比べて、高強度である。また、調和組織材は、粗大結晶粒領域によって、均一組織材と同程度の延性を保つことができる。
【００３９】
ただし、双晶変形を生じるチタン合金の場合、単に、調和組織の形成により高強度化しても、元々、塑性変形しやすく材料であるため、以前として十分な強度が得られないことがある。すなわち、微細結晶粒領域が高強度化しても、粗大結晶粒領域における双晶変形の発生のため、調和組織全体としては、十分な強度が得られない。
【００４０】
しかし、本実施形態においては、双晶変形を生じるチタン合金に鉄が含有されており、鉄が、双晶変形を抑制するため、双晶変形が発生するチタン合金の強度を高めることができる。すなわち、本実施形態においては、焼結材を得るための熱処理により、鉄元素が、調和組織における微細結晶粒領域から粗大結晶粒領域へ拡散する。つまり、焼結の初期においては、鉄は、微細結晶粒領域にのみ存在するが、焼結（熱処理）に伴い、粗大結晶粒領域に熱拡散する。したがって、焼結された調和組織材においては、鉄は、微細結晶粒領域に存在するだけでなく、粗大結晶粒領域にも存在する。
【００４１】
実施形態においては、調和組織材は、室温で冷間圧延が行われる（ステップＳ１５）。
【００４２】
＜２．２  実施例＞
原料粉末となるチタン合金粉末を作製するための母材として、準安定β型Ｔｉ−２５Ｎｂ−２５Ｚｒ合金を用いた。実施例において、母材の化学組成は、［Ｚｒ：２５：２２，Ｎｂ：２４．９２，Ｆｅ：０．０８，Ｃ：０．０３，Ｎ：０．０１，Ｈ：０．０１，Ｏ：０．０８，Ｔｉ：ｂａｌ（質量％）］である。準安定β型Ｔｉ−２５Ｎｂ−２５Ｚｒ合金は、双晶変形が生じる。母材からプラズマ回転電極法により、チタン合金粉末を作製した（ステップＳ１１）。チタン合金粉末の平均粉末粒子径は、１６３．１μｍである。
【００４３】
続いて、チタン合金粉末に鉄粉末を添加した（ステップＳ１２）。鉄粉末としてＳＵＪ２粉末を用いた。鉄粉末の平均粉末粒子径は、３０μｍである。ここでは、チタン合金粉末に、鉄粉末を、２０重量％の割合で添加し、混合原料粉末を得た。
【００４４】
Ａｒ雰囲気中で遊星型ボールミルにより、７２ｋｓ（２０ｈｒｓ）のメカニカルミリングを、混合原料粉末に施した（ステップＳ１３）
【００４５】
その後、１０７３Ｋ、５０ＭＰａの条件で、混合原料粉末をプラズマ放電焼結して調和組織材を作製した（ステップＳ１４）。焼結は、１０７３Ｋにまで昇温させた後、温度を保持することなく、すぐに降温させた。すなわち、１０７３Ｋでの保持時間は実質的に０秒である。
【００４６】
さらに、この調和組織材に室温で圧下率２０％の冷間圧延を行った（ステップＳ１５）。
【００４７】
図２Ａは、冷間圧延前における調和組織材を後方散乱電子回折（Electron BackScatter Diffraction:EBSD）により観察した結果を示している。また、図２Ｂは、図２Ａと同じ観察部位のＳＥＭ画像である。図２Ａ及び図２Ｂに示すように、粗大結晶粒領域が微細結晶粒領域に包まれた立体的なネットワーク状組織である調和組織が得られていることがわかる。
【００４８】
図３Ａ及び図３Ｂは、冷間圧延により塑性変形した調和組織材を、ＥＢＳＤにより観察した結果を示している。観察は、圧延方向に垂直なＴＤ方向から行った。図３Ａにおいて、粗大結晶粒領域における中心部付近（内側領域；第１領域）において、双晶変形を示す黒筋が表れている。つまり、粗大結晶粒領域の内側領域（第１領域）では、双晶変形が支配的である。
【００４９】
一方、双晶変形は、粗大結晶粒領域における微細結晶粒領域側付近（外側領域；第２領域）ではほとんど生じておらず、すべり変形が支配的になっている。粗大結晶粒領域において、内側領域（第１領域）の周囲に存在する外側領域（第２領域）では、双晶変形が抑制され、すべり変形が生じている。
【００５０】
図４Ａは、図３Ａと同じ観察部位について、ＥＢＳＤによる歪分布の観察結果を示している。図４Ａにおいて、白色で示される明るい部分は歪が大きく、グレーで示される暗い部分は歪が小さいことを示す。図４Ａから明らかなように、粗大結晶粒領域の内側領域（第１領域）では、比較的小さい変形応力で塑性変形する双晶変形が支配的であるため、圧延による歪が集中している。一方、粗大結晶粒領域の外側領域（第２領域）では、比較的大きい変形応力で塑性変形するすべり変形が支配的であるため、圧延による歪が比較的少ない。なお、図４Ｂは、図３Ａ及び図４Ａと同じ観察部位のＳＥＭ画像を示している。
【００５１】
図５、図６及び図７は、図３Ａ及び図４Ａに示す観察部位における鉄元素の分布を評価した結果を示す。図５においては、図４Ｂと同じＳＥＭ画像上において、鉄元素の含有量を評価した位置を示す丸印のプロット（ＥＤＳプロット）が付与されている。プロットは、図５における粗大結晶粒領域の左端から右端まで計２８個存在する。各プロットには、１から２８までの番号が付与されている。図６は、図５に示す１から２８までのプロット位置における鉄元素の量を示している。プロット位置における鉄元素の量は、エネルギー分散型Ｘ線分析(Energy dispersive X-ray spectrometry : EDS)により測定した。
【００５２】
１から２８までの各プロット位置における鉄元素の含有量は、以下のとおりである。
１：  ３．７５質量％
２：  １．９６質量％
３：  ０．３７質量％
４：  ０．１８質量％
５から２２：  ０質量％
２３：  ０．０９質量％
２４：  ０．３８質量％
２５：  １．１７質量％
２６：  ２．２３質量％
２７：  ４．２８質量％
２８：１２．９８質量％
【００５３】
なお、母材には、鉄が０．０８質量％含まれているが、０．０８質量％は、ＥＤＳによる測定限界に近いこと、及び、母材に含まれる鉄は非常に微量であるためプロット位置において鉄が存在しているとは限らず、測定結果としては０質量％になっているものと考えられる。
【００５４】
図７は、図３Ａの画像上に、図５に示すプロットを付与し、鉄元素が存在しないプロット（５から２２）をグレーで示し、鉄元素が存在するプロット（１から４、２３から２８）を白で示したものである。図７に示すように、双晶変形が生じている内側領域（第１領域）において、鉄元素が存在し、双晶変形が生じていない外側領域（第２領域）では、鉄元素が存在することがわかる。したがって、チタン合金においては、変形様式（双晶変形又はすべり変形）が、鉄の存在の有無に依存していることがわかる。また、鉄の濃度に応じて、双晶変形が抑制されているため、変形様式は、鉄の濃度に依存している。つまり、鉄の濃度が大きいほど、双晶変形の抑制度が高くなり、鉄の濃度が小さいほど、双晶変形の抑制度が低くなる。
【００５５】
図８Ａは、調和組織の逆極点図方位(Inverse Pole Figure：IPF)マップを示し、図８Ｂは、図８Ａと同じ観察部位における鉄元素ＥＤＳマップを示している。図８Ｂにおいて、白い部分が、鉄元素の存在を示している。図８Ｂでは、図８Ａにおける微細結晶粒領域及び粗大結晶粒領域の外側領域（第２領域）に鉄元素が存在していることがわかる。粗大結晶粒領域の外側領域（第２領域）に存在する鉄元素は、熱処理により、微細結晶粒領域から拡散したものである。
【００５６】
実施例（準安定β型Ｔｉ−２５Ｎｂ−２５Ｚｒ合金に鉄が添加された調和組織材料）によれば、準安定β型Ｔｉ−２５Ｎｂ−２５Ｚｒ合金の均一組織材料と同程度の延性を保ったまま、強度を上昇させることができる。準安定β型Ｔｉ−２５Ｎｂ−２５Ｚｒ合金などのＴｉ−Ｎｂ−Ｚｒ合金（β型チタン合金）は、生体用材料として有望であるが、従来の均一組織材では、双晶変形のため、生体用材料としての十分な強度と延性の両立を得るのが困難であった。これに対して、実施例では、鉄の添加で双晶変形が抑制されていることの相乗効果によって、強度と延性との両立が可能である。すなわち、チタン合金粉末表面から鉄が拡散すると、鉄が拡散した層（鉄拡散層）では双晶変形が抑制されて強度が高くなる。一方、鉄拡散が起こっていない粒子内部では、双晶変形が起こって延性が確保される。このように、鉄の拡散によって、粒子表面付近の強度が高く粒子内部では延性が確保される調和組織と同様の特徴が得られる。しかも、実施例は、調和組織も有しているため、鉄の添加と調和組織の両方で、強度と延性との両立が可能となっている。
【００５７】
しかも、実施例では、双晶変形からすべり変形への変形様式へ転換を、鉄の濃度によって制御できるため、所望の強度及び延性を持つチタン合金を得るのが容易である。
【００５８】
なお、鉄の添加は、鉄粉末の添加に限られるものではない。鉄の添加は、スパッタリング又はメッキ等によりチタン合金の表面に鉄の薄膜を形成し、熱処理により、薄膜からチタン合金内部へ鉄を拡散させてもよい。また、実施形態の製造方法において、メカニカルミリングを行う必要はなく、メカニカルミリングされていないチタン合金粉末に鉄粉末を混合した混合材料を焼結するだけでもよい。この場合も、焼結（熱処理）により、鉄がチタン合金粉末内部に拡散する。なお、メカニカルミリングのためのミリング容器及びボールが鉄合金である場合には、添加される鉄粉末は、ミリング容器及びボールの摩耗により生じた鉄粉末を含んでもよい。
【００５９】
＜３．付記＞
本発明は、上記実施形態に限定されるものではなく、様々な変形が可能である。
【図１】
2020143310.tif 000003
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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