(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ａｌ：４．４〜５．５％未満、
Ｆｅ：１．４〜２．１％未満
を含有し、
Ｃｒ：２．５％未満、
Ｖ  ：５．０％未満
であって、Ｃｒ＋Ｖの総量で１．０〜５．０％未満含有し、
Ｓｉ：０．１％未満、
Ｃ  ：０．０１％未満に抑制し、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする、ヤング率が７０〜１００ＧＰａ未満の高強度α＋β型チタン合金部材。
【請求項２】
さらに、前記Ｖに代えてＭｏを含有し、質量％で、
Ｍｏ：１．９％以下であって、Ｃｒ＋Ｍｏの総量を１．０〜５．０％未満含有することを特徴とする、請求項１に記載の高強度α＋β型チタン合金部材。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．５〜３．５％未満を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高強度α＋β型チタン合金部材。
【請求項４】
ミクロ組織が５％以上４９％未満の初析α相を有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の、高強度α＋β型チタン合金部材。
【請求項５】
最終熱処理として、８５０℃超〜９４０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、請求項１〜４の何れかに記載の高強度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】
本発明は、β型チタン合金に匹敵するヤング率を有し、かつ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等の室温強度を有する、低ヤング率と高強度を両立した、α＋β型チタン合金部材とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタンの常温におけるヤング率は、α相が主である工業用純チタン、α型チタン合金、α相とβ相からなるα＋β型チタン合金では、約１００〜１２０ＧＰａ、β相が主であるβ型チタン合金では約７０〜９０ＧＰａである。但し、β型チタン合金でもα＋β二相域で時効熱処理しα相を析出させた場合には、上記のα型チタン合金やα＋β型チタン合金と同様にヤング率は１００〜１２０ＧＰａに増加する。このように、チタンはその合金部材毎に、望まれるヤング率が異なることから、軽量化や耐食性などを目的にチタンが使用される部材毎に望まれるヤング率に合ったチタン合金が選択される。
【０００３】
一般に、自動車、二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリング、めがねのフレーム、その他板ばね等のように、低ヤング率が望まれる場合には、通常β単相域で熱処理したβ型チタン合金が使用される。代表的なβ型チタン合金として、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ―２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ―５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ、特許文献１のＴｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌなどがある。さらに、ヤング率が低いチタン合金として、特許文献２に１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したものが、特許文献３に１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したものが、特許文献４に３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したものが記載されている。
【０００４】
これに対して、α＋β型チタン合金では、β安定化元素であるＶ、Ｍｏ、Ｎｂが少ない含有量ですみ、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４８９９）などがある。また、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂを含有していない廉価なものとして、特許文献５にＴｉ−５Ａｌ−２Ｆｅが記載されている。また、特許文献６には、Ａｌ：３〜７％、Ｃ：０．０８〜０．２５、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅの１種以上をＭｏ当量で３〜１０％含有する合金が記載されている。また、特許文献７には、Ａｌ当量が３〜６．５％、全率固溶β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５％と、共析型β安定化元素のＦｅ当量で０．３〜２．０％を含み、さらにＳｉを０．１〜１．５％含有する合金が記載されている。また、特許文献８には、Ａｌ：４．４〜５．５、Ｆｅ：１．４〜２．１、Ｍｏ：１．５〜４．５を含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金がある。また、特許文献９では、熱間圧延した線材を８１０℃以上９４０℃以下の温度から水冷することによって、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満であるα＋β型チタン合金の製造方法が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−１８３０５８号公報
【特許文献２】特開２００４−３５３０３９号公報
【特許文献３】特開２００５−１１３２２７号公報
【特許文献４】特許第３３７５０８３号公報
【特許文献５】特開平０７−０６２４７４号公報
【特許文献６】特開２００３−２０１５３０号公報
【特許文献７】特開２０００−２０４４２５号公報
【特許文献８】特開２００５−３２０６１８号公報
【特許文献９】特開２００７−３１４８３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
β型チタン合金に代表される低ヤング率を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌ（特許文献１参照）、また、１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したもの（特許文献２参照）、１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したもの（特許文献３参照）、３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したもの（特許文献４参照）は、いずれもＶに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以も含有しており、且つ密度が高い元素を多量に含有しているためチタン合金そのものの密度が高くなっている。
【０００７】
これに対して、α＋β型チタン合金では、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４８９９）、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｆｅ（特許文献５参照）のようにＶ、Ｍｏ、Ｎｂの添加量が少ない。したがって、これらは、合金組成から推測するとβ型チタン合金よりは廉価であると考えられる。しかしながら、これらのα＋β型チタン合金のヤング率は上述したように約１００〜１２０ＧＰａ程度とβ型チタン合金に比べ非常に高い値である。
【０００８】
また、Ａｌ：３〜７％、Ｃ：０．０８〜０．２５、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅの１種以上をＭｏ当量で３〜１０％含有する合金（特許文献６参照）では、室温から５００℃レベルの温度域までの強度を高め熱間加工性に影響を及ぼさない元素としてα安定化元素のＣを添加している。このＣの添加は熱間変形抵抗を低下させるものの、室温延性、冷間加工性を害する問題がある。
【０００９】
また、Ａｌ当量が３〜６．５％、全率固溶β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５％と、共析型β安定化元素のＦｅ当量で０．３〜２．０％を含み、さらにＳｉを０．１〜１．５％含有する合金（特許文献７参照）では、Ｓｉを０．１％以上添加すると、ＴｉとＳｉの化合物がα相とβ相の境界に析出し、疲労特性や加工性を劣化させる問題がある。
【００１０】
また、４．４〜５．５質量％Ａｌ、１．４〜２．１質量％Ｆｅ、１．５〜４．５質量％Ｍｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金（特許文献８参照）では、８１０℃以上９４０℃以下の温度から水冷することによって、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満と（特許文献９参照）、α＋β型チタン合金としては、低ヤング率が得られる。しかしながら、昨今、Ｍｏの価格が非常に高騰していること、また、Ｍｏが偏析しやすいことが考えられる。
【００１１】
そこで、本発明は、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、β型チタン合金に匹敵するヤング率を有し、かつ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖを凌ぐ室温強度を有するα＋β型チタン合金部材およびその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ａｌ：４．４〜５．５％未満、
Ｆｅ：１．４〜２．１％未満
を含有し、
Ｃｒ：２．５％未満、
Ｖ  ：５．０％未満
であって、Ｃｒ＋Ｖの総量で１．０〜５．０％未満含有し、
Ｓｉ：０．１％未満、
Ｃ  ：０．０１％未満に抑制し、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする、ヤング率が７０〜１００ＧＰａ未満の高強度α＋β型チタン合金部材。
（２）さらに、前記Ｖに代えてＭｏを含有し、質量％で、
Ｍｏ：１．９％以下であって、Ｃｒ＋Ｍｏの総量を１．０〜５．０％未満含有することを特徴とする、上記（１）に記載の高強度α＋β型チタン合金部材。
（３）さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．５〜３．５％未満を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の高強度α＋β型チタン合金部材。
（４）ミクロ組織が５％以上４９％未満の初析α相を有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の、高強度α＋β型チタン合金部材。
（５）最終熱処理として、８５０℃超〜９４０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、上記（１）〜（４）に記載の高強度α＋β型チタン合金部材の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によって、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、β型チタン合金に匹敵するヤング率を有し、かつ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等の室温強度を有する板または棒線等のα＋β型チタン合金部材およびその製造方法を提供できるため、産業上の効果は計り知れない。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明材であって、９００℃から水冷した試料の光学顕微鏡組織写真である。
【図２】化学成分は本発明に含まれるが、ヤング率が本発明に含まれない、９００℃から空冷した試料の光学顕微鏡組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下に、本発明について詳しく説明する。以降、添加元素の含有量は「質量％」で示す。
【００１６】
本発明の材料指標について説明する。本来チタン合金は工業用純チタンよりも高い強度が必要とされる用途が多い。そこで、代表的なα＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの室温強度を凌駕することとした。且つ、ヤング率は上述したように通常のα＋β型チタン合金では低くとも１００ＧＰａであることから、本発明では１００ＧＰａ未満とした。好ましくは、ヤング率は９０ＧＰａ未満、さらに好ましくは、化学成分および急冷前の保持温度によって変化するα相量の変化幅による品質安定による制約から、８５ＧＰａ以下を指標とした。
【００１７】
［Ａｌの添加量］
Ａｌは固溶強化能の高い元素であり、添加量を増やすと室温での引張強度が高くなる。且つ、β相内のω相の生成を抑制することよりヤング率の上昇を抑制する。室温でＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを凌駕する引張強度を得るため４．４％以上とした。５．５％以上添加すると、熱間および室温延性、冷間加工性が劣化すること、且つ、β安定化元素の添加量を極力少なくすることから、上限を５．５％とした。
【００１８】
［Ｆｅの添加量］
一方、Ｆｅは、β安定化置換型固溶元素であり、添加量にしたがって強度が上昇することから、１．４％以上とした。しかしながら、添加量の増加に伴いβ相の量が増えて加工性は向上するものの、凝固時に偏析しやすいため数百ｋｇ以上の大型インゴットではＦｅを２．１％以上添加すると偏析が顕著となる。そのため、添加量の上限を２．１％とした。
【００１９】
［Ｃｒ、Ｖの添加量］
ヤング率を低くするためには、ヤング率の低いβ相を室温でより多く残存させる必要がある。ＣｒやＶはβ安定化元素であり、添加することによりβ相を室温まで多量に残存させることができる。さらに強度の上昇と加工性向上の両方の効果も有する。ＣｒはＭｏに比べ、β安定化能が高い元素であり、添加量をより少なくすることができる。しかしながら、Ｃｒは凝固時に偏析しやすいため、添加の上限を２．５％とした。それに対して、Ｖは偏析を生じににくく、製造しやすい特徴を有する。しかしながら、Ｖは原料として高価であるため添加量を多くするとコストが高くなるという問題があるため、上限を５．０％とした。後にも述べるが、α＋β型チタン合金においてヤング率を下げるためには、初析α相の体積率を４９％以下に抑える必要がある。そのため、β安定化元素であるＣｒないしＶの添加総量の下限を１．０％とした。一方、添加量が多くなると、偏析の問題やコスト上昇を招くことから、上限を５．０％未満とした。
【００２０】
［Ｍｏの添加量］
請求項２に記載の本発明では、ＶをＭｏで代替する。ＭｏはＣｒやＶと同様の働きをする元素である。しかし、Ｍｏは比較的高価な元素であること、また、凝固時に偏析しやすいことから、上限を３．５％とした。また、上述したようにヤング率を下げるためには多量のβ相が必要であることから、ＣｒとＭｏの添加総量の下限を１．０％とした。一方、添加量が多くなると、ＣｒもＭｏも凝固偏析しやすいことから、総量の上限を５．０％未満とした。
【００２１】
［Ｚｒの添加量］
請求項３に記載の本発明では、Ｚｒはα安定化元素にもβ安定化元素にも属さない中性元素であり、添加することにより、α相が固溶強化され強度が上昇する。しかしながら、近年、Ｚｒにはβ安定化元素としての効果も報告されている。Ｚｒの固溶効果は０．５％以上添加しないと得られないことから、下限値を０．５％とした。しかしながら、Ｚｒは比較的高価な元素であることから、コスト上昇を抑制するため上限を３．５％とした。
【００２２】
［ＳｉとＣの含有量］
不純物元素として、ＳｉとＣは多量に含有すると室温延性、冷間加工性、熱間加工性を低下させてしまう場合があり、Ｓｉは０．１％未満、Ｃは０．０１％未満であれば、問題ないレベルであることを見出し、各々の上限とした。なお、Ｓｉ、Ｃは不可避的不純物であとして含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限値は、通常、Ｓｉで０．００５％以上、Ｃで０．０００５％以上である。
【００２３】
［初析α相粒の面積率］
ヤング率は合金成分のみで決まらず、上述したようにβ相の残留量によって変化する。たとえば、上記合金成分においても、７５０℃で焼鈍した場合は、β相が５０％を大きく下回ることとなり、ヤング率も約１１５ＧＰａと通常のα＋β型チタン合金と変わらない値である。
【００２４】
まず、β相の残留量の指標を検討した。その結果、初析α相粒の面積率を用いることが比較的容易であることを見出した。β型チタン合金に匹敵するヤング率を有する一方で、かつ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等以上の室温強度を確保するためには、初析α相（初析α粒）のミクロ組織（光学顕微鏡組織）における面積率は、５％以上必要である。一方、初析α相のミクロ組織における面積率が４９％以上では、β型チタン合金に匹敵するヤング率を確保できなくなる。よって、初析α相のミクロ組織における面積率を５％以上４９％未満とする。但し、この初析α相とはβ相粒内以外に生成しているα相であり、低いヤング率を得るためにはβ相粒内にα相が析出していない、或いは、その析出量が非常に少ないことが前提である。これに対して、冷却中にβ相粒内に微細なα相が多く析出した場合、エッチングしたミクロ組織を光学顕微鏡観察するとβ相粒内が黒色を呈しており、さらに、針状のα相が観察される。そのため、初析α相の面積率が小さくてもヤング率は高くなってしまう。本発明の化学成分範囲では、β相粒内に微細なα相が析出した前記黒色を呈する相の面積率が５％以下であると、ヤング率は７０ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満となる。したがって、本発明では初析α相の面積率を規定する他に、ヤング率を７０ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満とした。
【００２５】
初析α相粒の面積率の測定方法について説明する。この初析α相は、断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液でエッチングした光学顕微鏡写真で容易に判別できる。図１に光学顕微鏡写真の例を示す。図１は、本発明の請求項１の例として９００℃から水冷した試料である。なお、図１ではエッチングに硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％の硝フッ酸水溶液を用いている。図１にて実線矢印で示した粒径約５μｍの白抜けしている結晶粒が初析α相である。画像解析装置を用いて、観察測定視野における初析α相粒が占有する総面積率を計測し、その値を初析α相粒の面積率とした。
【００２６】
なお、本発明では図１のように、β相粒内に微細なα相がほとんど析出していないため、硝フッ酸水溶液でエッチングした断面組織にてβ相粒が黒く見えないが、本発明に該当しない、図２に示す９００℃から空冷した断面組織では、β相粒内に微細なα相が析出しているため、硝フッ酸水溶液でエッチングするとβ相粒が光学顕微鏡で黒く見え、さらに、針状のα相の析出がみえる。
【００２７】
［本発明チタン合金の製造方法］
本発明の化学組成のチタン合金素材を、通常の製造方法で板または棒線の形状に製造後、最終熱処理として、８５０℃超〜９４０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することで、ヤング率が７０〜１００ＧＰａでかつ、室温引張り強さが１０００ＭＰａを超える高強度のα＋β型チタン合金部材を得ることができる。ここで、最終熱処理における冷却を水冷以上の冷却速度で冷却することを前提に、最終熱処理温度が８５０℃超で、初析α相のミクロ組織における面積率を４９％未満にすることができ、また、最終熱処理温度が９４０℃以下で、初析α相のミクロ組織における面積率を５％以上確保することができる。なお、最終熱処理時に空冷等の緩慢な冷却速度で冷却すると、β相粒内に微細なα相が析出した黒色を呈する相が形成され（図２）、その結果ヤング率が１００ＧＰａを超え、または、室温引張り強さが１０００ＭＰａを下回ることとなる。一方、最終熱処理時の冷却は水冷以上の冷却速度で冷却すると、図１に示すようにβ相粒内に微細なα相が析出した前記黒色を呈する相の面積率が５％以下となり、結果としてヤング率を７０〜１００ＧＰａとすることができる。
【実施例】
【００２８】
表１に示す成分のチタン合金をアーク溶解し約１００ｇインゴットを作成し、これらを９００−９３０℃に加熱し、厚み約３ｍｍの板材に熱間鍛造した。また、表１のＮｏ．２，５，７に示す成分のチタン合金において、プラズマ溶解した鋳塊を熱間鍛造した後、直径１２ｍｍの棒に熱間鍛造した。
【００２９】
表１の熱間鍛造した材料を表２に示す各々の温度にて大気焼鈍した後、水冷した場合の、初析α相の面積率、引張強度、およびヤング率を示す。以下に各々の測定条件と試験条件を説明する。初析α相の面積率は前記のエッチングした埋め込み試料を用いて、画像解析装置にて測定した。また、β相の形態について、β相粒内に針状α相が析出して黒く見える面積割合についても評価した。ヤング率および室温引張強度は、小型引張試験片（平行部幅１２ｍｍ、長さ２０ｍｍ）のおよび丸棒引張試験片（平行部直径６．２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ）を用いた引張試験で測定した。なお、ヤング率はひずみゲージを付けて測定したデータを用いて求めた。
【００３０】
【表１】
0005589861.tif 000002
【００３１】
【表２】
0005589861.tif 000003
【００３２】
【表３】
0005589861.tif 000004
【００３３】
【表４】
0005589861.tif 000005
【００３４】
表２より、請求項１に記載の本発明の合金成分である実施例のＮｏ．１〜６において、８５０℃以上９４０℃未満で熱処理したものは、初析α相の面積率がいずれも４０％未満となっており、ヤング率においてもいずれも９０ＧＰａ未満と十分低い値を示している。また、室温引張強度はいずれも１１００ＭＰａ〜１２５０ＭＰａとなり、表２のＮｏ．１１に示すＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等の高強度を有している。
【００３５】
また、請求項２に記載の本発明の合金成分であるＶをＭｏで代替した実施例Ｎｏ．７、８においても、９００℃で熱処理したものは、初析α相の面積率が４０％未満であり、ヤング率が８０ＧＰａ以下と十分に低い値を示している。また、室温引張強度も１２００ＭＰａ前後と上記と同等の高強度を有している。
【００３６】
また、請求項３に記載の本発明の合金成分であるＺｒを添加した実施例９〜１１においても、８５０℃以上９５０℃未満で熱処理したものは、初析α相の面積率が４０％未満であり、ヤング率も９０ＧＰａ未満と十分低く、室温引張強度も１１５０ＭＰａと十分高い。
【００３７】
なお、表２の実施例のＮｏ.１〜１１はいずれも、図２に示したようなβ相中に微細なα相が生成した黒色を呈する相の面積率は、図２と同じ倍率、同じ視野の光学顕微鏡像で５％以下であった。
【００３８】
一方、表２の比較例のＮｏ．１２はＮｏ．１と同等成分の合金だが、熱処理温度が８００℃と低くなっている。そのため、初析α相の面積率が６４％と非常に高くなり、ヤング率も１００ＧＰａ以上と高い。
【００３９】
また、表２の比較例のＮｏ．１３は、β安定化元素であるＣｒを１．０％含有しているが、Ａｌが６．５％と高い。そのため、９００℃で熱処理しても、初析α相の面積率が７０％と非常に高くなり、ヤング率も１００ＧＰａ以上と高い。
【００４０】
また、表２の比較例のＮｏ．１４はβ安定化元素としてＶのみを含有しており、Ｆｅを含んでいない。また、Ａｌが５．９％と高い。そのため、初析α相の面積率が６５％と高くなっており、ヤング率も１１７ＧＰａと高い。
【００４１】
また、表２の比較例のＮｏ．１４はＳｉおよびＣを多く含んでいる。そのため、室温での伸びが低下している。
【００４２】
表３は、表１のＮｏ．１〜３の素材にて、冷却方法を水冷もしくは空冷した場合の比較したものである。比較例のＮｏ．４〜６は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３と同成分の合金だが、冷却速度が空冷と遅くなっている。そのため、空冷材のヤング率はいずれも１００ＧＰａ以上と高い。なお、表３の実施例のＮｏ.１〜３はいずれも、図２に示したようなβ相中に微細なα相が生成した黒色を呈する相の面積率は、図２と同じ倍率、同じ視野の光学顕微鏡像で５％以下であった。一方、表３の比較例Ｎｏ．４〜６は、図２に示したようなβ相中に微細なα相が生成した黒色を呈する相の面積率が５％を超えていた。
【００４３】
表４は、表１のＮｏ．２，５，７の素材にて、素材形状を板から棒線に変更したものである。素材形状を変更しても、大きな特性変化は生じておらず、また、ヤング率はいずれも８０ＧＰａ前後と低い。なお、表４の実施例のＮｏ.１〜６はいずれも、図２に示したようなβ相中に微細なα相が生成した黒色を呈する相の面積率は、図２と同じ倍率、同じ視野の光学顕微鏡像で５％以下であった。
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明のβ型チタン合金は、β型チタン合金よりも高価な添加元素であるＶ、Ｍｏ等の添加元素量が少ないα＋β型チタン合金において、非常に低いヤング率を有し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ等のα＋β型合金と同等レベルの高強度を有していることから、自動車または二輪車のサスペンションスプリングやエンジンバルブスプリングなどの自動車または二輪車用部品材料やメガネのフレーム材として利用することに適しており、これら部品材の軽量化に寄与する。
【図１】
0005589861.tif 000006
【図２】
0005589861.tif 000007