(57)【要約】  【課題】      過去の基本原則から逸脱するような引張強度や硬さが高い状態で、ヤング率が低く、大きな弾性伸び限界を示すと共に大きな塑性伸びも示す材料、換言すれば、引張強度や硬さが高くて而も大きな弾性伸びと塑性伸びを示す新合金の開発をその解決課題とする。  【解決手段】  組成がＴｉ100-x-y−Ｍ１x−（Ｍ２Y１−Ｍ３Y2−Ｍ４Y3）で示され（数値は全て重量％）、Ｍ1〜Ｍ４の５成分系からなるＴｉ系単相固溶体であって、  Ｍｌは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Wから選ばれる1種類の元素、  Ｍ２は、Al、Moから選ばれる1種類の元素、  Ｍ３は、Co、Cr、Ni、Feから選ばれる1種類の元素、  Ｍ４は、Sn、Si、In、Geから選ばれる1種類の元素であることを特徴とする。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成がＴｉ100-X-Y−Ｍ１ｘ−（Ｍ２Y1−Ｍ３Y2−Ｍ４Y3）で示され（数値は全て重量％）、Ｍ1〜Ｍ４の５成分系からなるＴｉ系単相固溶体であって、
(a)Ｍ１は、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Wから選ばれる1種類の元素、
Ｍ２は、Al、Moから選ばれる1種類の元素、
Ｍ３は、Co、Cr、Ni、Feから選ばれる1種類の元素、
Ｍ４は、Sn、Si、In、Geから選ばれる1種類の元素であって、且つ
12重量％＜Ｘ＜30重量％、
1重量％＜Yl＜5重量％、
1重量％＜Y2＜6重量％、
1重量％＜Y3＜6重量％である事、
(b)Ｔｉ−Mlの2成分の原子寸法の比が２．５％以上である事、
(c)Ｔｉ−Ml構成元素の混合熱が正の値、0或いは僅かに負の値を持ち、原子間の結合性が互いに反発し合う状態にある事、
という三条件を満足する組成であることを特徴とするＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項２】
Ｔｉ系単相固溶体がβ相固溶体であり、前記β相固溶体が第２析出物を伴うことを特徴とする請求項1に記載のＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項３】
Ｔｉ系単相固溶体がβ相固溶体であり、前記β相固溶体内に時効硬化処理に基づく時効析出物が析出していることを特徴とする請求項１に記載のＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項４】
請求項1に記載の３条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、その溶媒金属のヤング率が溶質金属のヤング率の80％以下であることを特徴とするＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項５】
請求項1に記載の３条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、降伏強度σy（MPa）／ヤング率E（MPa）が０.０１５以上であることを特徴とするＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項６】
請求項1に記載の３条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、硬度Hv（DPN）／ヤング率E（MPa）が０.０５以上であることを特徴とするＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項７】
断面減少率が50％以上にて冷間加工が施されていることを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載のＴｉ系高強度超弾性合金。
【請求項８】
Ｍ１がＮｂ、Ｍ２がＡｌ又はＭｏ、Ｍ３がＣｒ、Ｍ４がＳｎ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Ｔｉ系高強度超弾性合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度・超弾性・低ヤング率(超弾性)、高冷間加工性を持つ新規なＴｉ系高強度超弾性合金の開発に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、結晶質金属材料では、降伏強度(σy)、極限引張強度(σu)及びビッカース硬さ(Hv)が高くなると、それに伴ってヤング率(E)も上昇することが知られており、これらの特性の間には(σy)〜0.02Ｅ(＝先の表現は降伏強度(σy)はヤング率(E)の約50分の１という意味である。)、(Hv)〜0.06Ｅ(＝先の表現はビッカース硬さ(Hv)はヤング率(E)の約100分の６という意味を表す。)の関係が存在している。また、弾性伸び限界は通常低い、金属では1.0％以下であり、これ以上の伸び変形を結晶質金属材料に与えると永久的な塑性変形をおこし、結晶材料は元の形状に戻らなくなる。
【０００３】
換言すれば、従来の結晶材料では大きい弾性伸び［＝低いヤング率(E)]を求めれば、当然ビッカース硬さ(Hv)が低く(＝柔らかく)、降伏強度(σy)や極限引張強度(σu)が小さくなって小さな引っ張り応力で降伏してしまたり破断してしまうし、逆に降伏強度(σy)や極限引張強度(σu)を大きくするとビッカース硬さ(Hv)も高くなると共にヤング率(E)も大きくなって弾性伸びが小さくなる。
【０００４】
そこで、引張強度や硬さが高い状態で、ヤング率(E)が低く、大きな弾性伸び限界を示すと共に大きな塑性伸びを示す結晶材料（簡単に言えば強くて伸びやすい結晶材料）が開発されれば、従来の結晶材料では、降伏強度(σy)、極限引張強度(σu)及びビッカース硬さ(Hv)が高く）その新規特性を生かした広範な分野での応用が期待される。しかしながら、ヤング率(E)は結晶金属材料の構成原子の結合力が強くなればなるほど大きくなり、その結合力の増大により降伏強度や硬さも増大するという材料強度の基本原則がある。従って、降伏強度や硬さが高くてヤング率(E)が低い材料を得ることは、これまでの結晶材料の強度と弾性の基本原則に反することになり、今日までこの原則から逸脱した金属結晶材料は見いだされていなかった。
【０００５】
そこで、このような金属材料の原則を逸脱するような特殊な物性を持つ材料を得るため、発明者らが鋭意研究の行った結果、このような従来の技術常識に反する材料(即ち、過去の基本原則から逸脱にするような引張強度や硬さが高い状態で、ヤング率が低く、大きな弾性伸び限界を示すと共に大きな塑性伸びも示す材料、換言すれば、引張強度や硬さが高くて而も大きな弾性伸びと塑性伸びを示す新合金)を開発した。(特開２００１−１９２７５５号公報)
【特許文献１】特開２００１−１９２７５５号公報
【０００６】
しかしながら、前述の新合金の場合でも弾性変形領域が不十分な用途、たとえばゴルフクラブ(特にドライバー)のヘッドのフェース面に用いられる材料においては、更なる高性能が要求されている。すなわち、ゴルフクラブのフェース面は高い引っ張り強さと硬さが要求される半面、ゴルフボールをヒットしたときのインパクト時の球持ちのよさとこれによる優れた方向性並びに高い反発力、即ち、大きな弾性変形が要求されている。この点において発明者らが開発した新合金は不十分であり、更なる改善が要求されていた。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、従来の新合金に比べて硬度を維持あるいは向上させつつ更なる引っ張り強さと弾性変形の向上をその技術課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
請求項１に記載のＴｉ系高強度超弾性合金は、
組成がＴｉ100-x-y−Ｍ１x−（Ｍ２Y１−Ｍ３Y2−Ｍ４Y3）で示され（数値は全て重量％）、Ｍ1〜Ｍ４の５成分系からなるＴｉ系単相固溶体であって、
(a)Ｍ１は、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Wから選ばれる1種類の元素、
Ｍ２は、Al、Moから選ばれる1種類の元素、
Ｍ３は、Co、Cr、Ni、Feから選ばれる1種類の元素、
Ｍ４は、Sn、Si、In、Geから選ばれる1種類の元素であって、且つ
12重量％＜Ｘ＜30重量％、
1重量％＜Yl＜5重量％、
1重量％＜Y2＜6重量％、
1重量％＜Y3＜6重量％である事、
(b)Ｔｉ−Mlの2成分の原子寸法の比が２．５％以上である事、
(c)Ｔｉ−Ml構成元素の混合熱が正の値、0或いは僅かに負の値を持ち、原子間の結合性が互いに反発し合う状態にある事、
という三条件を満足する組成であることを特徴とする。
【０００９】
本発明に適用できる合金の元素としては、主構成素材としてＴｉが使用され、その主添加材料(Ｍ１)としては、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗが、第二添加材料(Ｍ２)としてはＡｌ、Ｍｏが、第３添加材料(Ｍ３)としてはＣｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｆｅが、第４添加材料(Ｍ４)としてはＳｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｉｎなどがある。これらの原子半径は以下の通りである。
【００１０】
Ｔｉ；1.47オングストローム、
Ｚｒ；1.62オングストローム、
Ｎｂ；1.43オングストローム、
Ｔａ；1.43オングストローム、
Ｗ  ；1.37オングストローム、
【００１１】
原子寸法差の計算方法は、Ｔｉ、Ｚｒを例にとって説明すれば、(Ｚｒの半径−Ｔｉの半径)÷のＴｉ半径×100で表され、前記式にＴｉ、Ｚｒの原子半径を代入すると、(1.62−1.47)÷1.62×100＝9.2％となる。本発明では、構成多元素の少なくとも２つ、即ち、主構成素材としてＴｉが使用され、その主添加材料(Ｍ１)としては、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの原子寸法の比の関係が2.5％以上である事が必要である。
【００１２】
構成元素の混合熱とは、一般的に１モルのＡ元素と１モルのＢ元素とを原子レベルで混合した場合の熱的変化である。混合熱が零の状態とは、混合するときほぼ吸熱も放熱もない状態であり、正の値を持つ状態とは混合する時に吸熱する状態であり、負の値を持つ状態とは混合する時に放熱する状態である。ＴｉとＺｒの混合熱(HmixKJ/mol)は０であり、ＴｉとＴａでは１であり、ＺｒとＮｂでは４である。本発明では、少なくとも２つの構成多元素、即ち、主構成素材としてＴｉが使用され、その主添加材料(Ｍ１)としては、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの混合熱が正の値或いは零又は僅かに負の値を持つ必要がある。
【００１３】
単相固溶体とは、合金元素が均一に解け合って、合金全体が例えば単一のα相とかβ相或いはγ相等で構成されている状態であり、複相固溶体とは、合金全体が例えば(α＋β)相とか(α＋β＋γ)相のように２以上の相が混在して構成されている状態である。本発明ではβ相単相である。第２析出物を伴うβ相固溶体とは、前記β相単相中に若干の析出物(例えば金属間化合物)等を伴っている場合をいう。
【００１４】
原子間の結合性が互いに反発し合う状態にある事とは、原子同士を或る一定限度以上に近づけると隣接する原子間に反発力が働くようになる状態である。
【００１５】
本合金の主構成元素であるＴｉは常温では六方稠密構造で882℃以上で体心立方構造に変わるが、Nｂを12〜30重量％添加することで、常温で母相をβ相とすることができ冷間加工が可能となる。
【００１６】
本合金の主添加元素であるNｂは、常温では六方稠密格子構造（α相）をとり、862℃以上で体心立方構造（β相）に変わる。また、Nｂは、空気中で緻密な酸化被膜を生じ、耐食性に優れ、特に高温の水中での耐食性は他金属に比べて著しく高く、融解アルカリ中でも反応しにくいという性質を有する。このようにＺｒは優れた耐食及び耐酸性を有するため、各種機械用途に用いられる。なお、純Nｂのヤング率は、105GPaである。
【００１７】
本合金の他の主添加元素であるＮｂは、展延性を示し、そのヤング率は105GPaであり、その硬さは錬鉄と同程度で、他の構成元素であるＴａより柔らかい金属である。したがって、Ｎｂを添加することにより、得られる合金にしなやかさ（低弾性＝低ヤング率）を付与することができる。また、Ｎｂは、空気中で酸化被膜を生成して耐食性を示す金属であり、フッ化水素酸以外の酸には不溶であり、アルカリ水溶液にも溶けず、各種合金（例えば、耐熱合金）の添加元素として広く用いられている。Ｎｂを本発明のＴｉ−Nｂ系合金の構成成分とすることによって、Nｂと協働して耐食性・耐酸性を更に向上させることができる。
【００１８】
Ｎｂの含有量Ｘが12重量％より小さい場合、合金中にＴｉのα相が析出して加工性を著しく阻害する。逆に、Ｘが30重量％より大きい場合、耐食性の改善は見られず、比重が増加するだけとなる。Ｔｉは常温空気中で変化せず、Ｎｂは固溶体を形成し、合金の強度が上がるので、両者の特長が相乗して良好な特性を示す。
【００１９】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ及びWは合金表面に緻密な酸化被膜を形成し、常温空気中では変化せず、強度に優れ耐食性を有する。また、Ｔｉ、ＺｒおよびＮｂいずれも人体親和性に優れた素材であり、人体に接触する部材に使用した場合、人体にアレルギーを生じさせない優れた作用を発揮する。ＴａもＮｂとよく似た性質を有する元素である。
【００２０】
以上から、Ｔｉ系合金は、大気中でその表面にTiO 2の緻密な酸化被膜を形成する事により耐食性に優れている事、軽くて強く比強度（引張強度を比重で割った商）の大きな材料である。一般的に、Ｔｉ系合金は常温ではその金属組織は、硬くて脆いα相であるため圧延・鍛造或いは切削などの機械加工は困難であるが、上記の組成であれば前述のように常温でβ相単相となり、常温での機械加工（換言すれば常温塑性加工性）が容易にできる。加えて弾性変形領域が大幅に拡大し大きな伸びを示す。また、溶体化処理後、８０％冷間圧延を行い、時効硬化させるとその引っ張り強さは大幅に向上すると共にそのヤング率は溶体化処理時のヤング率より若干上昇するだけで、従来の新合金よりも大幅に低い値を示す。
【００２１】
「請求項2」は請求項1に記載のＴｉ系合金の金属組織に関し「β相固溶体が第２析出物を伴う」ことを特徴とするものであり、「請求項３」は請求項１に記載のＴｉ系合金の他の金属組織に関し「β相固溶体内に時効硬化処理に基づく時効析出物が析出している」ことを特徴とする。これにより母相内に微細な析出物が析出し、合金内に分散析出した無数の微細な時効析出物により転位のピン止め作用を働かせて高強度・高硬度・高弾性を達成することができ、また、これに加えて低ヤング率(高弾性変形率)であるから、ドライバーヘッドのフェース面やアイアンヘッドに加工した時、ゴルフボールのつかまりや反発力が大幅に向上し、飛距離が大幅に伸びるだけでなく、その方向性の向上にもつながる。また、Ｍ３やＭ４に示す金属の添加により機械的性質が向上するが、人体親和性は若干低下する。しかしながら、ＴｉやＭ１に示す金属の緻密な酸化皮膜によりその毒性は緩和され、たとえば眼鏡フレームのような高加工度・高強度・高弾性などを必要とする素材にも適用可能となる。
【００２２】
「請求項４」は請求項１に記載のＴｉ合金を他の観点から見た成立条件に関し「請求項１に記載の３条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、その溶媒金属のヤング率が溶質金属のヤング率の80％以下である」ことを特徴とし、
「請求項５」は請求項1に記載の更に他の観点から見た成立条件に関し「請求項1」に記載の３条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、降伏強度αy（MPa）／ヤング率E（MPa）が０.０１５以上である」ことを特徴とする。
【００２３】
「請求項６」は請求項1に記載の更に他の観点から見た成立条件に関し「請求項1に記載の3条件の内、少なくとも一つの条件を満足し、且つ、硬度Hv（DPN）／ヤング率E（MPa）が０.０５以上である」ことを特徴とする。
【００２４】
「請求項７」はＴｉ系高強度超弾性合金の加工度に関し「断面減少率が50％以上にて冷間加工が施されている」ことを特徴とするもので、断面減少率は、圧延の場合、［圧延前の元の厚さ(t0)−圧延後の厚さ(t1)］÷圧延前の元の厚さ(t0)で表され、これが50％以上になることが必要である。これにより合金内部に多量の転位が発生し且つ互いに絡まり合って動きにくくなり、強度向上に寄与する。時効処理と冷間加工とを組み合わせる事で大幅に強度を向上させることが出来る。
【００２５】
「請求項８」は本発明のＴｉ系高強度超弾性合金の具体例であって「Ｍ１がＮｂ、Ｍ２がＡｌ又はＭｏ、Ｍ３がＣｒ、Ｍ４がＳｎである」ことを特徴とする。
【発明の効果】
【００２６】
本発明合金によれば、(a)の組成において、条件(b)および(c)を満足するので、過去の金属学の基本原則から逸脱するような引張強度や硬さが高い状態で、ヤング率が大幅に低く、大きな弾性伸び限界(大幅な反発性の向上)を示すと共に大きな塑性伸び(大幅な塑性加工が可能)も示す材料、換言すれば、引張強度や硬さが高くて而も大きな弾性伸びと塑性伸びを示す新合金の開発する事が出来た。
【００２７】
又、時効処理や大幅な冷間加工を施すことで、転位の絡み合いを飛躍的に増大させたり、合金内に微細な時効析出物を分散析出させて転位のピン止め作用を図る事により、合金の大幅な強度の向上を達成する事が出来た。
【００２８】
本発明合金は、如上のようにＴｉを主構成成分とする５成分系合金であり、その金属組織は常温でβ相を示すので、常温での非常に優れた塑性加工性を示す。加えて、本発明の５成分系合金は高強度、高弾性・低ヤング率（すなわち、超弾性）、高展延性（高い伸び率、例えば減面率９０％の場合でも最低６％程度[従来例では最大3％程度]）を示すので、しなやかさを必要とする部材に使用するには特に有効であり、たとえばゴルフフェースに使用した湯合、ゴルフボールをヒットしたとき、あたかもゴムのようにゴルフボールに接触してゴルフボールを捕らえやすく、非常に方向性が優れたものとなるだけでなく、インパクト時に大きな反発力を示し、ゴルフボールの飛距離を大きく伸ばすことができる。しかも、Ｔｉ及び主添加元素であるＮｂ及び/又はＺｒは、耐食性がよく且つ生体親和性に優れているので、第２、３添加材料に人体阻害材料が若干添加されているとしても金属成分の溶出がなく人体に接触する部位に使用する部材に好適である。たとえば「眼鏡フレーム」「時計バンド」「スプリングワイヤ」のような用途に適用される。特に、「ゴルフフェース」「スプリングワイヤ」「眼鏡フレーム」「時計バンド」については本発明合金の無毒性、高強度、高弾性が有効である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
以下、本発明にかかる高強度超弾性合金の１つであるＴｉ-１８Ｎｂ-２Ａｌ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金及びＴｉ-１８Ｎｂ-２Ｍｏ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金をその代表例として詳述する。前記数字はいずれも重量％である。本実施例合金は、元素の周期律表において隣接又は近接した族番号に属する元素グループ５成分系からなる。Ｔｉに対するＭ１グループのＮｂの原子寸法の比が２．５％以上であり、ＴｉとＮｂの混合熱(HmixKJ/mol)は、＋2である。これら合金をアーク溶解炉で作成したインゴットをＸ線回折法で調べた結果、β相単相の体心立方である事が確認された。添加量によっては第２析出物を伴う。
【００３０】
これらと従来の結晶合金(例えば純Ｔｉ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖなど)と比較した。図１は縦軸に引張応力(ＭＰａ)、横軸に伸び(％)を取った弾性変形領域のイメージ図で、純Ｔｉ(六方稠密構造＝ｈｃｐ相)は弾性変形領域(斜線部分で弾性伸びは0.02％〜0.5％程度)は極く僅かで、２９０ＭＰａ程度で降伏を開始し、以後、塑性変形領域に入り、最終的には破断する。発明者らの発明に係る従来の新金属の１つであるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ(六方稠密構造＋体心立方構造の混相＝ｈｃｐ＋ｂｃｃ相)はこれより大幅に大きく、７７０ＭＰａ程度で降伏を開始し、１％程度の弾性伸びを示し、以後、塑性変形領域に入り、最終的には破断する。弾性伸びは純Ｔｉの２倍以上である。これに対して、Ｔｉ-１８Ｎｂ-２Ａｌ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金及びＴｉ-１８Ｎｂ-２Ｍｏ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金は９７５ＭＰａ程度で降伏を開始し、2.5％程度の弾性伸びを示し、以後、塑性変形領域に入り、最終的には破断する。なお、弾性伸びは加工度によって大きく変化するので、一義的に示すことができないが一般的に前述のような傾向を示す。
【００３１】
表１は比較例としての各種従来Ｔｉ合金(比１〜５)と本発明合金(本１〜２)とを比較したものである。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
表１によれば、時効硬化後の引張強度は従来金属と比較して高い部類に属するが、ヤング率は大幅に低下している。換言すれば、高い引張強度を保ちつつ従来にない低ヤング率を実現した。
【００３４】
また、本発明材料の機械的性質の特徴である低弾性率は、構成元素が互いに引力相互作用を持たない或いは弱い事により低応力で原子が可逆的に移動できる事で実現される。そして、本発明材料の機械的性質の特徴である大きな弾性伸びは、相互作用を持たない多種類の元素による移動サイトの多様性のために、可逆的な原子移動が高ひずみ域までおきることができると共に流動応力の上昇も起こりづらくなることに原因していると推察される。
【００３５】
上記した３つの条件を満たす成分から成る固溶体単相等を作製し、必要に応じてそれを加工硬化させることにより、高強度・高硬度と共に低弾性率、高弾性伸び、高塑性伸びが得られることは、Ｔｉ基合金が高耐食性や高冷間加工成形性を具備していることから、今後、スポーツ用具材料(特に、ゴルフクラブのフェース材料)、バネ材料、フレーム材料、医療・生体材料、玩具材料、音響用材料、装飾品材料、衝撃吸収性材料、航空・宇宙材料などの極めて広範な分野への応用が期待される。
【００３６】
次に、この素材を使ってゴルフクラブのヘッド材料を形成する場について説明する。前述のように溶製したＴｉ−１８Ｎｂ−２Ａｌ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金及びＴｉ−１８Ｎｂ−２Ｍｏ−４Ｓｎ−４Ｃｒ合金を一定の厚みを有するブロック又は板材とし、更にはこれを金型で冷間鍛造を行い所定の形状にする。しかる後この部材を溶体化処理して母相中に析出物を全て固溶させた後、たとえば250〜500℃に加熱して固溶成分を母相中に微細な時効析出物として析出させ、母相の強化を図る。時効硬化処理における冷却方法は、空冷あるいは炉冷によって行われる。このようにして、この用途の材料として好ましい機械的性質を現出させた。
【００３７】
図２は本発明に掛かる２種類の金属に冷間加工度と機械的性質の変化(両金属ともほぼ同じ)を示したもので、横軸に左から加工度(減面率；％)を取り、上の(イ)では左縦軸に引張強度(ＭＰａ)、右縦軸にヤング率(ＧＰａ)、下の(ロ)では左縦軸に硬さ(Ｈｖ)、右縦軸に破断までの伸び(％)を取った。また、折れ線グラフに併記された矢印は、上の(イ)では右向き矢印がヤング率、左矢印が引張強度、下の(ロ)では右向き矢印が伸び、左矢印が硬さを示す。
【００３８】
図３は本発明に掛かる２種類の金属に圧延(圧延率８０％)したものを焼鈍したもので、焼鈍温度と機械的性質の変化(両金属ともほぼ同じ)を示したもので、横軸に左から焼鈍温度(℃)を取り、上の(イ)では左縦軸に引張強度(ＭＰａ)、右縦軸にヤング率(ＧＰａ)、下の(ロ)では左縦軸に硬さ(Ｈｖ)、右縦軸に破断までの伸び(％)を取った。また、折れ線グラフに併記された矢印は、上の(イ)では右向き矢印がヤング率、左矢印が引張強度、下の(ロ)では右向き矢印が硬さ、左矢印が伸びを示す。これらによれば高い硬さ、高強度を保ちながらも低ヤング率を実現している。また、低ヤング率であるが故に破断伸びも大きい値を示している。従って、本発明材料で作成されたゴルフフェース面はゴルフボールをヒットしたときの打感がよく、しかもあたかもゴムのようにゴルフボールに接触してゴルフボールを捕らえやすく、非常に方向性が優れたものとなるだけでなく、インパクト時に大きな反発力を示し、ゴルフボールの飛距離を大きく伸ばすことができる。
【産業上の利用可能性】
【００３９】
以上のように本発明合金は、Ｔｉ基合金であって、高耐食性や高冷間加工成形性、高生体親和性、超弾性等数々の優れた特徴を具備していることから、今後、スポーツ用具材料（ゴルフフェース）、バネ材料、フレーム材料、医療・生体材料、玩具材料、音響用材料、装飾品材料、衝撃吸収性材料、航空・宇宙材料などの極めて広範な分野への応用が期待される。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】従来例と本発明との弾性変形領域の比較グラフ
【図２】本発明の機械的性質の加工率に関する変化を示すグラフ
【図３】本発明の機械的性質の焼鈍温度に関する変化を示すグラフ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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