(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００原子％（ａｔ％）としたときに、
１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、
２．４〜７ａｔ％の酸素（Ｏ）を含み、
ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）およびスカンジウム（Ｓｃ）のいずれか１種以上の金属元素を合計で０．３ａｔ％以上かつＺｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下となるように含み、残部が主成分であるチタン（Ｔｉ）であって、
引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度チタン合金。
【請求項２】
さらに、冷間加工を施すことにより得られる断層状の変形組織を有し、
引張強さが１１００ＭＰａ以上である請求項１に記載の高強度チタン合金。
【請求項３】
伸びが３％以上である請求項１または２に記載の高強度チタン合金。
【請求項４】
前記Ｏは、２．６〜６．５ａｔ％である請求項１に記載の高強度チタン合金。
【請求項５】
前記Ｖａ族元素は、ニオブ（Ｎｂ）と、バナジウム（Ｖ）およびタンタル（Ｔａ）のいずれか１種以上とである請求項１に記載の高強度チタン合金。
【請求項６】
前記Ｖａ族元素は、合計で１８〜２７ａｔ％である請求項１に記載の高強度チタン合金。
【請求項７】
さらに、処理温度を２００℃〜５００℃とする時効処理を施して得られた請求項１に記載の高強度チタン合金。
【請求項８】
粉末全体を１００原子％（ａｔ％）としたときに、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、２．４〜７ａｔ％のＯを含み、Ｚｒ、ＨｆおよびＳｃのいずれか１種以上の金属元素を合計で０．３ａｔ％以上かつＺｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下となるように含み、残部が主成分であるＴｉからなる原料粉末を加圧成形する成形工程と、
該成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、
該焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程とからなり、請求項１に記載の高強度チタン合金が得られることを特徴とする高強度チタン合金の製造方法。
【請求項９】
さらに、前記熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程を備える請求項８に記載の高強度チタン合金の製造方法。
【請求項１０】
さらに、前記冷間加工工程後に得られた冷間加工材に、処理温度を２００℃〜５００℃とする時効処理を施す時効処理工程を備える請求項９に記載の高強度チタン合金の製造方法。
【請求項１１】
前記原料粉末は、Ｔｉ粉末を酸化雰囲気で加熱する酸化工程を経て得られた酸化Ｔｉ粉末とＶａ族元素とＺｒ、ＨｆおよびＳｃのいずれか１種以上の金属元素とを含む合金元素粉末とを混合した混合粉末である請求項８に記載の高強度チタン合金の製造方法。
【請求項１２】
前記成形工程は、前記原料粉末を冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）成形する工程である請求項８に記載の高強度チタン合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チタン合金の利用拡大を図れる高強度チタン合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
チタン合金は比強度や耐蝕性に優れるため、航空、軍事、宇宙、深海探査、化学プラントなどの分野で使用されてきた。最近ではβ合金等が注目され、チタン合金の使用分野がさらに広がりつつある。例えば、生体適合品（例えば、人工骨等）、装身具（例えば、眼鏡のフレーム等）、スポーツ用品（例えば、ゴルフクラブ等）、スプリングなどに低ヤング率のチタン合金が使用されつつある。
【０００３】
とわいえ、チタン合金の利用をより一層拡大させる上で、やはり、その高強度化は欠かせない。チタン合金の強度等の力学的性質は、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）のような侵入型（固溶）元素の含有量によって大きな影響を受ける。例えば、チタン合金にＯが固溶すると、その強度が向上することはよく知られている。しかし、これまでのチタン合金は、その強度向上の一方で、その延性が著しく損われるものであった。
【０００４】
このため、従来のチタン合金では、Ｏ等の侵入型元素の許容含有量が所定以下に厳しく規制されてきた。例えば、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｔｅｓｔｉｎｇ  ａｎｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）規格によると、純チタンの場合、Ｏ含有量によって第１種から第４種までに種別されている。そして、もっともＯ含有量の多い第４種でさえ、その量は高々１．２ａｔ％（０．４質量％）以下に制限されている。
【０００５】
市販のチタン合金においても事情は同じである。例えば、汎用のα＋β型合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（質量％）では、Ｏが０．６ａｔ％（０．２質量％）以下、Ｎが０．１ａｔ％（０．０３質量％）以下に制限されている。また、β型合金であるＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ合金（質量％）では、Ｏが０．５ａｔ％（０．１６質量％）以下、Ｎが０．１７ａｔ％（０．０５質量％）以下に制限されている。さらに、β−Ｃ合金であるＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒでは、Ｏが０．４ａｔ％（０．１２質量％）以下、Ｎが０．１１ａｔ％（０．０３質量％）以下に制限されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このように、これまでのチタン合金や純チタンは、Ｏ等の侵入型元素の含有量を非常に少なくしており、多くても、高々１．２ａｔ％程度に過ぎないものであった。従来のチタン合金は、そうすることで、トレードオフの関係にある強度と延性とのバランスをとるようにしていたが、これではその強度や延性が未だに不十分であり、チタン合金のさらなる利用拡大を図ることはできない。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。つまり、上述したようなチタン合金に関する従来の技術常識を覆し、より高次元で、高強度と延性とをバランスさせることができるチタン合金およびそれに適した製造方法を提供することを目的とする。
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し試行錯誤を重ねた結果、例えば、従来の技術常識に反するような、Ｏが１．５ａｔ％以上という、高酸素量であるにも拘らず、高強度と共に高延性が得られることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００８】
（高強度チタン合金）
すなわち、本発明の高強度チタン合金は、全体を１００原子％（ａｔ％）としたときに、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、２．４〜７ａｔ％のＯを含み、Ｚｒ、ＨｆおよびＳｃのいずれか１種以上の金属元素を合計で０．３ａｔ％以上かつＺｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下となるように含み、残部が主成分であるＴｉであって、引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【０００９】
このように、原子比率で、適量のＶａ族元素に従来よりも多量のＯを含有させることで、著しく高強度であり、かつ、延性の低下が小さい（つまり、高延性）のチタン合金が得られた。
この優れた特性が得られる詳細なメカニズム等は、現状、必ずしも明らかではない。しかし、この優れた特性が、Ｖａ族元素のみで得られるものではなく、従来の技術常識からすると非常識なレベルまでＯの含有許容量を高めたことに起因していることは、明らかである。この発見は、チタン合金の業界では画期的であり、学術的にも非常に有意義を有するものである。そして、本発明の高強度チタン合金は、その優れた特性故に、各種製品に幅広く利用することができ、各種製品の機能向上や設計自由度拡大に大きな威力を発揮する。
【００１０】
次に、その特性をより具体的にいうなら、引張強さが１０００ＭＰａ以上もの高強度が得られる。そして、引張強さが１１００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以上、１５００ＭＰａ以上、１６００ＭＰａ以上、さらには２０００ＭＰａ以上となるような非常に高強度のチタン合金も得られる。引張強さが２０００ＭＰａ〜２１００ＭＰａといった高強度は、これまで現存するチタン合金中で最強のもであり、正に、驚異的な高強度であるといえる。
【００１１】
しかも、本発明のチタン合金が優れているのは、このような高強度であるにもかからわず、十分な延性を有していることである。勿論、本発明のチタン合金といえども、従来のチタン合金と同様、高強度になれる程、延性が多少低下することはあり得る。しかし、延性の低下する傾向が従来よりも遙かに小さく、その強度と延性との相関関係は、従来のレベルを遙かに凌ぐ高次元にある。
【００１２】
例えば、前述の２０００ＭＰａを越えるような高強度であっても、３％以上もの伸びを有する。従来の高強度のチタン合金（１９００ＭＰａ程度）の伸びがほとんど０％かまたはそれに近かったことからすると、本発明のチタン合金が、如何に高強度で高延性であるかが解る。
【００１３】
また、高強度が要求される場合であっても、用途によっては、２０００ＭＰａ超もの高強度を必要としない場合もある。そのような場合、さらに高い伸びを有するチタン合金を得ることもできる。具体的には、伸びが４％以上、５％以上、７％以上、９％以上、１１％以上、１３％以上、１５％以上、１８％以上、さらには２０％以上ものチタン合金が得られる。
【００１４】
そして、これらの強度と伸びとは、適宜、組合わせることができる。例えば、引張強さが１２００ＭＰａ以上のとき、３〜２１％内にある任意の伸びと組合わせ得る。また、引張強さが１４００ＭＰａ以上のとき、３〜１２％内にある任意の伸びと組合わせ得る。また、引張強さを１６００ＭＰａ以上のとき、３〜８％内にある任意の伸びと組合わせ得る。より具体的にいうなら、例えば、引張強さが２０００ＭＰａのときに伸びを３％以上、引張強さが１８００ＭＰａのときに伸びを５％以上、引張強さが１５００ＭＰａのときに伸びを１０％以上、引張強さが１３００ＭＰａのときに伸びを１５％以上等とすることもできる。なお、本明細書で「伸び」は、引張変形後の破断伸びを意味する。
【００１５】
ところで、従来のチタン合金は、Ｔｉと非常に結合し易いＯ量を制限しようとしていたため、その製造には多くの工数、コスト、特殊な設備等を必要としていた。
この点、本発明のチタン合金は、そのＯ量を逆に利用しているため、従来に比べて、酸素の管理が比較的容易となり、工数や製造コストの削減等を図れるといったメリットもある。
これまでは、本発明のチタン合金が、主に、多量のＯを含有する場合について説明してきたが、侵入型元素である他のＮやＣも、Ｏと同様の作用をすることは周知であり、理論的にも明らかなところである。この観点からすると、前述したＯの全部または一部をＮやＣで置換することも有効であることは言うまでもない。
【００１６】
そこで、本発明は、全体を１００ａｔ％としたときに、主成分であるＴｉと、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、１．５〜７ａｔ％のＮとを含み、引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。
また、本発明は、全体を１００ａｔ％としたときに、主成分であるＴｉと、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、１．５〜７ａｔ％のＣとを含み、引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。
【００１７】
さらに、本発明は、全体を１００ａｔ％としたときに、主成分であるＴｉと、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、合計で１．５〜７ａｔ％のＮおよびＣとを含み、引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。
【００１８】
なお、Ｏ量等の下限値は、所望する強度から定り、その上限値は、チタン合金の実用的な延性や靱性等を確保する観点から定る。そして上記組成範囲以外に、Ｏは、さらには、その下限値を１．８ａｔ％、２．０ａｔ％、２．４ａｔ％、２．６ａｔ％、２．８ａｔ％、３ａｔ％さらには４ａｔ％等とすることができる。また、その上限値は、６．５ａｔ％、６ａｔ％、５．５ａｔ％、５ａｔ％、４．５ａｔ％等とすることができる。そして、これらの下限値および上限値は適宜組合わせることができ、例えば、Ｏを１．８〜６．５ａｔ％、２．０〜６．０ａｔ％等とすることもできる。
【００１９】
もっとも、Ｏ等の侵入型元素は、合計で２．０〜５．０ａｔ％であれば、強度と延性のバランスが良い。特に、強度の点から３．０〜５．０ａｔ％が好ましく、延性の点から２．０〜４．０ａｔ％が好ましい。
また、侵入型元素としてＯを主に含有する場合、そのＯの一部を置換、補足する観点から、同様の侵入型元素であるＮを０．２〜５．０ａｔ％、望ましくは０．７〜４．０ａｔ％含んでも良い。同様に、Ｃを０．２〜５．０ａｔ％、望ましくは０．２〜４．０ａｔ％含んでも良い。
【００２０】
Ｖａ族元素には、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）およびプロトアクチニウム（Ｐａ）がある。しかし、高強度または高延性を発現させる観点および取扱性の観点等から、現実には、Ｖ、ＮｂおよびＴａのいずれか１種以上が用いられる。中でも、本発明のチタン合金の場合、特に、ＮｂおよびＴａが好適である。
この理由は定かではないが、現状、次のように考えられる。すなわち、ＮｂあるいはＴａを主要構成元素とするβ相中では、多くのＯ等を含有したとしても、粒界にＯ等が偏析して脆化するといったこれまでの脆化メカニズムとは異なる、何らかの作用が働いているものと推察される。
【００２１】
Ｖａ族元素量の下限値も、十分な高強度を確保する観点から定り、その上限値を超えてＶａ族元素を含有させると、材料偏析が生じ易くなり、やはり十分な高強度を得ることができない。そこで、Ｖａ族元素量を上記組成範囲としたが、これに限らず、その下限値を２０ａｔ％、２３ａｔ％等としても良い。また、その上限値を２７ａｔ％、２６ａｔ％としても良い。そして、それらを任意に組合わせて、例えば、Ｖａ族元素の合計が、１８〜２７ａｔ％、さらには２０〜２５ａｔ％となるようにすると良い。
以下では、便宜上、高Ｏ含有量の高強度チタン合金について説明することが多いが、高Ｎ含有量等からなる高強度チタン合金を本発明から除く主旨ではない。
【００２２】
（高強度チタン合金の製造方法）
上記高強度チタン合金は種々の製造方法により製造可能であるが、本発明者はその製造に適した方法をも併せて開発した。
すなわち、本発明の高強度チタン合金の製造方法は、粉末全体を１００原子％（ａｔ％）としたときに、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、２．４〜７ａｔ％のＯを含み、Ｚｒ、ＨｆおよびＳｃのいずれか１種以上の金属元素を合計で０．３ａｔ％以上かつＺｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下となるように含み、残部が主成分であるＴｉからなる原料粉末を加圧成形する成形工程と、成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程とからなり、本発明の高強度チタン合金が得られることを特徴とする。
【００２３】
いわゆる溶解法ではなく焼結法を用いることにより、多量のＶａ族元素やＯを含む場合でも、マクロ的な偏析を避けて安定した品質（高強度、高延性）のチタン合金が得られる。そして、焼結法を用いるため、チタンの溶解に際して多くの工数やコスト、特殊な装置等を必要とすることもない。こうして、本発明の製造方法によれば、上記の高強度チタン合金を効率良く製造することができる。
【００２４】
なお、本発明の製造方法で使用する原料粉末の組成は、必ずしも、得られたチタン合金の組成と一致している必要はない。例えば、Ｏ等は、焼結を行う雰囲気によって変動するからである。
さらに、本発明の製造方法は、熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程を備えると好適である。
冷間加工を加えることで、本発明のチタン合金の強度がさらに向上する。しかも、本発明の製造方法によって得られたチタン合金は、従来のチタン合金のような加工硬化をほとんど生じず、非常に優れた冷間加工性（超塑性）を発現する。そして、上記冷間加工工程によって強度が向上するにもかかわらず、延性（伸び等）の低下は非常に小さい。
なお、本明細書で、前記各元素の組成範囲を「ｘ〜ｙ原子％」と示した場合、特に断らない限り、下限値（ｘ）および上限値（ｙ）も含む。これは、「ｘ〜ｙ重量％」と表示した場合も同様である。
【００２５】
また、本願でいう「高強度」とは、引張強度（引張強さ）が大きいことを意味する。「引張強度」は、引張試験において、試験片の最終的な破断直前の荷重を、その試験片の平行部における試験前の断面積で除して求めた応力である。
また、本発明でいう「高強度チタン合金」は、種々の形態を含むものであり、素材（例えば、スラブ、ビレット、焼結体、圧延品、鍛造品、線材、板材、棒材等）に限らず、それを加工したチタン合金部材（例えば、中間加工品、最終製品、それらの一部等）なども意味する（以下同様）。
【００２６】
【発明の実施の形態】
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳細に説明する。
（高強度チタン合金）
（１）組成
〈1〉本発明の高強度チタン合金は、さらに、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）およびスカンジウム（Ｓｃ）のいずれか１種以上の金属元素を合計で０．３ａｔ％以上含み、Ｚｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下であると好適である。
ＺｒとＨｆとＳｃは、いずれもチタン合金の耐力を向上させ得る元素である。但し、それらの合計が１５ａｔ％を超えると、材料偏析が生じ易くなり強度や延性の向上が望めず、また、チタン合金の密度増大（比強度の低下）を招くため好ましくない。
ところで、ＺｒまたはＨｆを単独でチタン合金に含める場合、それぞれ１〜１０ａｔ％、さらには５〜１０ａｔ％とし、Ｓｃの場合は１〜２０ａｔ％、さらには５〜１０ａｔ％、とするとより好ましい。
【００２７】
〈2〉本発明の高強度チタン合金は、さらに、Ｓｎを１〜１３ａｔ％以下を含むと好適である。Ｓｎは、チタン合金の強度を向上させる元素である。１ａｔ％未満ではＳｎの効果がなく、１３ａｔ％を超えるとチタン合金の延性の低下を招くため、好ましくない。
〈3〉本発明の高強度チタン合金は、さらに、その高強度を維持または向上させることができる範囲で、Ｚｒ、Ｈｆ、ＳｃおよびＳｎの他に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｂのいずれか１種以上を、合計で０．１ａｔ％以上含むものでも良い。
そして例えば、ＣｒとＭｎとＦｅとはそれぞれ３０ａｔ％以下、Ｍｏは２０ａｔ％以下、ＣｏとＮｉはそれぞれ１３ａｔ％以下とすると好適である。
また、Ａｌは０．５〜１２ａｔ％、Ｂは０．２〜６．０ａｔ％とすると好適である。
なお、これらの組成に関しては、本発明の製造方法で使用する原料粉末についても同様に言えることである。
【００２８】
（２）冷間加工時の変形組織
本発明の高強度チタン合金は、冷間加工によって、その機械的特性（力学的性質）が向上する。しかも、本発明の高強度チタン合金は、全くといって良い程、加工硬化を生じず、従来のチタン合金では考えられない程の優れた冷間加工性を示す。このような現象が発現する理由を本発明者は次のように考えた。
すなわち、本発明の高強度チタン合金は、冷間加工が施されると、その内部に加工弾性歪みが与えられる。この導入された加工弾性歪みがチタン合金のさらなる高強度化を促進し得る。この加工弾性歪みを十分にチタン合金の構成組織内に導入する上で、上述した適量のＶａ族元素とＯ等の侵入型元素が重要となる。
特に、Ｏ等の侵入型元素が加工弾性歪みの導入に重要な役割を果している。逆にいえば、多量のＶａ族元素を単独で添加しただけのチタン合金では、その構成組織内に加工弾性歪みを十分に導入させることは困難である。そのＶａ族元素に加えて、適量なＯ等の侵入型元素をチタン合金に含めることで、十分な加工弾性歪みのチタン合金への導入が可能となり、その蓄積によってチタン合金のさらなる高強度化が可能となる。
【００２９】
さらに、本発明者が発明の完成後も鋭意研究を重ねた結果、その変形メカニズムがより詳細に明らかとなってきた。この内容を以下に説明する。
本発明の高強度チタン合金は、従来のチタン合金を含め、一般的な金属材料とは全く異なる変形機構により、塑性変形を生じていた。すなわち、これまでの金属材料は、転位の運動が関与した「すべり変形」や「双晶変形」、さらには、形状記憶合金のような「マルテンサイト変態」が関与した変形によって、塑性変形を生じていた。
これに対し、本発明の高強度チタン合金は、そのような変形機構とは全く異なる新規で、ユニークな塑性変形機構によって、塑性変形を生じていることが明らかとなった。この塑性変形機構の様子をＴＥＭ（透過電子顕微鏡）写真である図１に示す。
図１から、試験片が塑性変形を生じる際、すべり面上における転位の活動ではなく、最大剪断面に沿った巨大な「断層」が関与していることが解る。つまり、本発明のチタン合金に冷間加工（特に、強加工）を加えると、合金内の至るところで、最大剪断面に沿って、その巨大断層が断続的に発生すると共に直ぐに再結合する。この繰返しによって本発明のチタン合金は、マクロ的な塑性変形を進行させる。そして、冷間加工率（後述）を上昇させるに従って、本発明のチタン合金内部には、次々と断続的な断層が多数発生し、破壊することなく塑性変形が進行していく。冷間加工率を順次変更した場合に発生する断層の様子を図２Ａ〜図２Ｄに示す。ちなみに、この断層による段差は、図１の場合で２００〜３００ｎｍ程度であったが、冷間加工率や素材（試験片）等によって変化し、一定ではない。
【００３０】
なお、図１および図２Ａ〜Ｄに示した試験片は、Ｔｉ−２０Ｎｂ−３．５Ｔａ−３．５Ｚｒ（ａｔ％）の組成をもつ焼結材に、１１００℃で熱間加工を施した後、９００℃ｘ３０分間の熱処理を行ったものである。また、塑性変形は、引張試験によって生じさせた。
また、図２Ａ〜Ｄは、その試験片（測定部の幅４０μｍ×長さ１５０μｍ）に機械加工およびイオン研磨を施した表面を、光学顕微鏡で観察したものである。写真の横に記載した数値は引張変形率を示す。そして、図１は、図２Ｄの断面をＴＥＭ観察した写真である。
さらに、本発明のチタン合金に冷間加工を加えたときに発生する断層と、その再結合の様子を示すマクロ写真を図３Ａ、Ｂおよび図４Ａ〜Ｃに示す。
図３Ａ、Ｂは、Ｔｉ−２０Ｎｂ−３．５Ｔａ−３．５Ｚｒ（ａｔ％）の組成をもつ焼結材に、１１００℃で熱間加工を施した後、９００℃ｘ３０分間（その後、水冷却）の熱処理を施したもの（サイズ：φ１２ｘ１８ｍｍ）である。そして、図３Ａは、その試験片に、冷間加工率２０％の据え込み圧縮（スェージング：冷間加工）を施したものである。また、図３Ｂは、冷間加工率５０％の据え込み圧縮を施したものである。冷間加工率が２０％では、試験片表面上で目視確認できるような大きな断層は生じていない。しかし、冷間加工率が５０％になると、最大剪断面（４５°面）に、目視でも十分に確認できる大きな断層が生じていることが分かる。
【００３１】
次に、図３Ｂに示した試験片を圧縮方向（据え込み方向）に平行に切断した縦断面を研磨して、その断層部分を、ＳＥＭで拡大して観察した様子を図４Ａ〜Ｃに示した。図４Ａは、その断層を１５倍に拡大したものであり、図４Ｂは図４Ａ中に示した断層の一部分を５０倍に、図４Ｃは図４Ａ中に示した断層の一部分を２００倍に拡大したものである。
図４Ｂや図４Ｃから明らかなように、多数の断層（線状の縞模様）が現れているが、図４Ａおよびその拡大写真である図４Ｂ、Ｃのいずれを観ても、その断層が切断されているところはどこにも見あたらない。つまり、発生した断層は、確実に再結合をしている。従って、図３Ｂに出現した断層が破壊によるものでないことが明らかである。
【００３２】
次に、この断層による特異な変形機構が、本発明のチタン合金の高延性や高延性に、どのように関連しているかを説明する。
先ず、従来の金属材料の一般的な変形機構は、前述したとおり、転位の運動と増殖によって塑性変形を進行させるものである。その金属材料中に侵入した侵入型元素は、その転位の運動を妨げる働きをする。この結果、その侵入型元素が増加する程、従来の金属材料は塑性変形が妨げられて高強度となる。しかし、侵入型元素の増加によって転位の運動が頻繁に妨げられると、転位密度の極めて高い領域が生じるようになる。そしてその部分が、破壊の起点や経路となる。このため、侵入型元素を多量に含有する金属材料は、十分な塑性変形を生じることができずに破壊に至る。すなわち、従来の金属材料の場合、侵入型元素の増加は、強度を向上させるものの、延性を急激に低下させる原因ともなる。
【００３３】
これに対し、本発明のチタン合金は、冷間加工後でも、内部に転位等がほとんど存在せず、前述した断層の発生、再結合によって塑性変形が進行する。そして、その断層の境界面近傍にある結晶格子は、大きく湾曲していることがＴＥＭ観察によって明らかとなった。この結晶格子の湾曲は、ナノサイズからミクロンサイズ、さらにはミリサイズにわたる、階層構造をもった離散的な弾性ひずみ場を形成している。そして、冷間加工によって加えられる加工エネルギを弾性ひずみエネルギとして合金内部に蓄積する。本発明のチタン合金では、侵入型元素の含有量の増加とともに、この内部に蓄積可能な弾性ひずみエネルギも増加し、断層の発生に必要となる応力も上昇する。つまり、塑性変形を進行させるために必要となる応力が増加する。こうして、本発明のチタン合金は、侵入型元素の含有量の増加に伴って、その強度が著しく向上したと考えられる。
【００３４】
次に、本発明のチタン合金に、その断層の発生に足る応力（加工エネルギ）が加えられたとき、断層が新たに生じて塑性変形が進行するが、その断層は瞬時に再結合する。そのため本発明のチタン合金は、塑性変形を生じても破壊には至らず、優れた延性を発現するようになる。
上述のことから分るように、本発明のチタン合金は、塑性変形機構が従来の変形機構とは根本的に異なる、全く新規なものである。そして、従来の技術常識等に反して侵入型元素を増加させることによって、従来の金属材料では実現不可能であった、高強度と高延性との両立を実現させることに成功したものである。
【００３５】
これらのことを踏まえて再考すると、本発明は、先ず、冷間加工を施すことにより得られる断層状の変形組織を有し、引張強さが１１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても把握できる。この高強度チタン合金は、従来の変形機構とは全く異なる新規な、断層による変形組織（断層状の変形組織）を有すれば足る。このため、侵入型元素の含有量が前述したように必ずしも高くなくても良い。もっとも、侵入型元素を前述したように比較的多く含有する方が、より高強度のチタン合金を得ることができる。そこで、本発明の高強度チタン合金が、例えば、全体を１００ａｔ％としたときに、主成分であるＴｉと、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、１．５〜７ａｔ％のＯとからなると好適である。勿論、ＯをＮ、Ｃで代替させても良い。
【００３６】
なお、「断層状の変形組織」とは、図１に示したような断層からなる組織である。それは、従来のような転位の関与したすべり変形組織でも、双晶変形組織でも、マルテンサイト変態の関与した変形組織でもない。
また、前述した本発明の高強度チタン合金では、引張強さの下限値を１０００ＭＰａとしたが、ここでは、冷間加工によって一層高強度となっていることから、その下限値を１１００ＭＰａとした。
また、引張強さ、伸びおよび両数値の組合わせについては、前述した内容が、この断層状の変形組織を有する高強度チタン合金にも該当する。
【００３７】
（高強度チタン合金の製造方法）
（１）原料粉末
原料粉末は、例えば、１５〜３０ａｔ％のＶａ族元素と、Ｏ、ＮまたはＣの侵入型元素と、Ｔｉとを含むものである。最終的に得られたチタン合金の組成が、全体を１００ａｔ％としたときに、Ｖａ族元素が１５〜３０ａｔ％、Ｏが１．５〜７ａｔ％となるように調製すれば良い。
【００３８】
また、組成に拘らずに、少なくともＴｉとＶａ族元素とを含む原料粉末を用いて、断層状の変形組織を有する高強度チタン合金を得るようにしても良い。すなわち、本発明の製造方法を、少なくともＴｉとＶａ族元素とを含む原料粉末を加圧成形する成形工程と、該成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、該焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程と、該熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程とからなり、断層状の変形組織を有する高強度チタン合金が得られることを特徴とするものとしても良い。
【００３９】
Ｔｉ、Ｖａ族元素およびＯ等の侵入型元素以外に、原料粉末が含有する組成は、前述したチタン合金の組成に応じて決定される。例えば、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、さらには、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＣおよびＢのいずれか１種以上の元素を、原料粉末が含んでも良い。
原料粉末にＺｒ、ＨｆおよびＳｃのいずれか１種以上の金属元素を含める場合、得られる高強度チタン合金が、全体を１００ａｔ％としたときに、その金属元素を合計で０．３ａｔ％以上含み、かつ、Ｚｒは１５ａｔ％以下、Ｈｆは１０ａｔ％以下、Ｓｃは３０ａｔ％以下となるように、原料粉末を調製すると良い。
原料粉末として、例えばスポンジ粉末、水素化脱水素粉末、水素化粉末、アトマイズ粉末などを使用できる。粉末の粒子形状や粒径（粒径分布）などは特に限定されるものではなく、市販の粉末を用いることもできる。もっとも、その平均粒径が１００μｍ以下、さらには４５μｍ（＃３２５）以下であると緻密な焼結体が得られて好ましい。また、原料粉末は、素粉末を混合した混合粉末でも、所望の組成をもつ合金粉末からなるものでも良い。
【００４０】
さらに、原料粉末は、高酸素Ｔｉ粉末や高窒素Ｔｉ粉末と、前記Ｖａ族元素を含む合金元素粉末とを混合した混合粉末でも良い。そして、高酸素Ｔｉ粉末を用いると、Ｏ量の管理が容易となり、本発明に係るチタン合金の生産性が向上する。高窒素Ｔｉ粉末についても同様である。このような高酸素Ｔｉ粉末は、例えば、Ｔｉ粉末を酸化雰囲気で加熱する酸化工程により得られる。
混合工程は、Ｖ型混合機、ボールミル及び振動ミル、高エネルギーボールミル（例えば、アトライター）等を使用して行える。
【００４１】
（２）成形工程
成形工程には、例えば、金型成形、ＣＩＰ成形（冷間静水圧プレス成形）、ＲＩＰ成形（ゴム静水圧プレス成形）等を用いて行える。もっとも、この成形工程が、前記原料粉末をＣＩＰ成形する工程であると、緻密な成形体が比較的容易に得られるので好ましい。
なお、成形体の形状は、製品の最終的形状またはそれに近い形状でも良いし、中間材であるビレット形状等でもよい。
【００４２】
（３）焼結工程
成形体を焼結させる場合、真空又は不活性ガスの雰囲気でなされることが好ましい。また、焼結温度は、チタン合金の融点以下で、しかも成分元素が十分に拡散する温度域で行われることが好ましい。例えば、その温度範囲は１２００℃〜１６００℃、さらには１２００〜１５００℃であると好ましい。その焼結時間は２〜５０時間、さらには、４〜１６時間であると好ましい。
【００４３】
（４）熱間加工工程
熱間加工を行うことにより、焼結合金の空孔等を低減して組織を緻密化させることができる。熱間加工工程は、例えば、熱間鍛造、熱間スェージ、熱間押出し等により行える。熱間加工は、大気中、不活性ガス中等のどのような雰囲気中で行っても良い。設備の管理上、大気中で行うのが経済的である。本発明の製造方法でいう熱間加工は、焼結体の緻密化のために行うものであるが、製品形状を考慮してその成形と兼ねて行っても良い。
【００４４】
（５）冷間加工工程
前述したように、本発明に係る高強度チタン合金は、優れた冷間加工性を有し、冷間加工が施されることで、その機械的特性が向上する。そこで、本発明の製造方法は、前記熱間加工工程後に冷間加工を行う冷間加工工程を備えることが好ましい。
ここで、「冷間」とは、チタン合金の再結晶温度（再結晶を起す最低の温度）よりも低い温度を意味する。再結晶温度は、組成により変化するが、本発明に係るチタン合金の場合、概ね６００℃程度である。そして、通常、本発明の高強度チタン合金は、常温〜３００℃の範囲で冷間加工される。
また、その冷間加工の程度を指標する冷間加工率Ｘ％は、次式により定義される。
Ｘ＝（加工前後の断面積の変化量：Ｓ０−Ｓ）／（加工前の初期断面積：Ｓ０）×１００％  、  （Ｓ０：冷間加工前の断面積、Ｓ：冷間加工後の断面積）
【００４５】
本発明のチタン合金の場合、この冷間加工率を１０％以上、３０％以上、５０％以上、７０％以上、９０％以上、さらには９９％以上とすることもできる。そして、その冷間加工率の上昇に応じて、チタン合金の強度も向上する。
この冷間加工工程は、冷間鍛造、冷間スェージ、ダイス伸線、引き抜き等により行える。また、この冷間加工を製品成形と兼ねて行っても良い。すなわち、この冷間加工工程後に得られたチタン合金は、圧延材、鍛造材、板材、線材、棒材等の素材材形状でも良いし、目的とする最終製品形状またはそれに近い形状のものでも良い。さらに、この冷間加工は、素材段階で施されるものであると好ましいが、それに限らず、素材として出荷された後に、各メーカ等で最終製品に加工する段階で行われるものでも良い。
【００４６】
（６）熱処理（時効処理工程）
本発明のチタン合金またはその製造方法は、熱処理を必ずしも必要としないが、適当な熱処理を行うことにより、一層の高強度を達成することができる。その熱処理として、例えば、時効処理がある。具体的には、例えば、２００℃〜６００℃で１０分〜１００時間(加熱時間は、この範囲以外にも適当に選定可能）の加熱処理を行うと好適である。
この時効処理以前に冷間加工が施されていると、時効により出現する析出サイトが増加する。微細な析出相が多く分散することで、チタン合金の一層の高強度化が図られる。この時効処理を行うことで、引張強さが１４００ＭＰａ以上、１６０００ＭＰａ、１８００ＭＰａさらには２０００ＭＰａ以上の超強力なチタン合金が容易に得られる。
【００４７】
（高強度チタン合金の用途）
本発明のチタン合金は、従来以上に高強度であるため、その特性にマッチする幅広い製品に利用できる。しかも、高延性で優れた冷間加工性も備えるため、冷間加工製品に本発明のチタン合金を利用すると、加工割れ等が著しく低減され、歩留り等も向上する。そのため、従来のチタン合金では、形状的に切削加工を必要とする製品でも、本発明のチタン合金によれば、冷間鍛造等により成形可能となり、チタン製品の量産化、低コスト化を図る上でも非常に有効である。
具体的には例えば、産業機械、自動車、バイク、自転車、家電品、航空宇宙機器、船舶、装身具、スポーツ・レジャ用品、生体関連品、医療器材、玩具等に、本発明の高強度チタン合金は利用される。
【００４８】
また、装身具として眼鏡フレームを例にとると、高強度で高延性であるため、細線材から眼鏡フレーム等への成形も容易であり、歩留りの向上も図れる。また、その細線材から眼鏡フレームによれば、眼鏡のフィット性、軽量性、装着感等がより一層向上する。
また、スポーツ・レジャ用品への適用例として、ゴルフクラブを挙げることができる。例えば、ゴルフクラブのヘッド、特にフェース部分が本発明の高強度チタン合金からなる場合、その高強度を利用した薄肉化によって、ヘッドの固有振動数を従来のチタン合金よりも著しく低減させることができる。その結果、ゴルフボールの飛距離を相当伸ばせるゴルフクラブが得られる。その他、本発明の高強度チタン合金をゴルフクラブに用いると、ゴルフクラブの打感向上等も図れ、いずれにしても、ゴルフクラブの設計自由度を著しく拡大させることができる。勿論、ゴルフクラブのヘッドに限らず、そのシャフト等に本発明のチタン合金を適用しても同様である。
【００４９】
これ以外にも、例えば、素材（線材、棒材、角材、板材、箔材、繊維、織物等）、携帯品（時計（腕時計）、バレッタ（髪飾り）、ネックレス、ブレスレット、イアリング、ピアス、指輪、ネクタイピン、ブローチ、カフスボタン、バックル付きベルト、ライター、万年筆のペン先、万年筆用クリップ、キーホルダー、鍵、ボールペン、シャープペンシル等）、携帯情報端末（携帯電話、携帯レコーダ、モバイルパソコン等のケース等）、エンジンバルブ用のスプリング、サスペンションスプリング、バンパー、ガスケット、ダイアフラム、ベローズ、ホース、ホースバンド、ピンセット、釣り竿、釣り針、縫い針、ミシン針、注射針、スパイク、金属ブラシ、椅子、ソファー、ベッド、クラッチ、バット、各種ワイヤ類、各種バインダ類、書類等クリップ、クッション材、各種メタルシール、エキスパンダー、トランポリン、各種健康運動機器、車椅子、介護機器、リハビリ機器、ブラジャー、コルセット、カメラボディー、シャッター部品、暗幕、カーテン、ブラインド、気球、飛行船、テント、各種メンブラン、ヘルメット、魚網、茶濾し、傘、消防服、防弾チョッキ、燃料タンク等の各種容器類、タイヤの内張り、タイヤの補強材、自転車のシャシー、ボルト、定規、各種トーションバー、ゼンマイ、動力伝動ベルト（ＣＶＴのフープ等）等の各種分野の各種製品に、本発明の高強度チタン合金は利用され得る。
【００５０】
【実施例】
次に、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
（第１実施例）
本発明の製造方法を用いて、第１実施例であるチタン合金を製造した。本実施例は、次に述べる試料Ｎｏ．１−１〜１−１０よりなる。これらの試料では、Ｖａ族元素の割合を一定としてＯ量のみ変更した。つまり、Ｔｉ−２４．５Ｎｂ−０．７Ｔａ−１．３Ｚｒ−ｘＯ（ａｔ％：ｘは変数）とした。なお、本実施例は、熱間加工工程後に本発明でいう冷間加工工程を行わなかった場合である。
先ず、原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃３２５）とＮｂ粉末（−＃３２５）とＴａ粉末（−＃３２５）とＺｒ粉末（−＃３２５）とを用意した。Ｎｂ粉末、Ｔａ粉末およびＺｒ粉末が合金元素粉末に相当する。
【００５１】
次に、そのＴｉ粉末を大気中で熱処理して所定のＯ量を含有した高酸素Ｔｉ粉末を製造した（酸化工程）。このときの熱処理条件は、２００℃および４００℃にて３０分〜１２８時間の大気中加熱である。この高酸素Ｔｉ粉末とＮｂ粉末、Ｔａ粉末およびＺｒ粉末とを、前記組成割合（ａｔ％）および表１に示す酸素割合（ａｔ％）となるように配合し、混合して所望の混合粉末を得た（混合工程）。
この混合粉末を圧力３９２ＭＰａ（４ｔｏｎ／ｃｍ２）でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ４０×８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。
【００５２】
得られた成形体を１．３ｘ１０−３Ｐａ（１ｘ１０−５ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃×１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。
この焼結体を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ１０ｍｍの丸棒を得た。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表１に併せて示した。
【００５３】
（第２実施例）
本実施例は、第１実施例の各試料に、さらに冷間加工率９０％の冷間加工を施し、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０としたものである。従って、Ｎｂ、ＴａおよびＺｒの組成割合は前述の通りである。また、本実施例の場合、熱間加工工程以前の工程は第１実施例と同様であるので、熱間加工工程以降について説明する。
熱間加工工程後のφ１０ｍｍの丸棒に、冷間スェージ機を用いて冷間スェージ加工を行い（冷間加工工程）、φ４ｍｍの丸棒を製作した。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表２に示した。
【００５４】
（第３実施例）
本発明の製造方法を用いて、第３実施例であるチタン合金を製造した。本実施例は、次に述べる試料Ｎｏ．３−１〜３−１０よりなる。これらの試料では、Ｖａ族元素の割合を一定としてＯ量のみ変更した。つまり、Ｔｉ−２０Ｎｂ−３．５Ｔａ−３．５Ｚｒ−ｘＯ（ａｔ％：ｘは変数）とした。なお、本実施例は、熱間加工工程後に本発明でいう冷間加工工程を行わなかった場合である。
先ず、原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃３２５）とＮｂ粉末（−＃３２５）とＴａ粉末（−＃３２５）とＺｒ粉末（−＃３２５）とを用意した。Ｎｂ粉末、Ｔａ粉末およびＺｒ粉末が本発明でいう合金元素粉末に相当する。
【００５５】
次に、前記Ｔｉ粉末を大気中で熱処理して所定のＯ量を含有した高酸素Ｔｉ粉末を製造した（酸化工程）。このときの熱処理条件は、２００℃および４００℃にて３０分〜１２８時間の大気中加熱である。この高酸素Ｔｉ粉末とＮｂ粉末、Ｔａ粉末およびＺｒ粉末とを、前記組成割合（ａｔ％）および表３に示す酸素割合（ａｔ％）となるように配合し混合して所望の混合粉末を得た（混合工程）。
この混合粉末を圧力３９２ＭＰａ（４ｔｏｎ／ｃｍ２）でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ４０×８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。
得られた成形体を１．３ｘ１０−３Ｐａ（１ｘ１０−５ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃×１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。
この焼結体を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ１０ｍｍの丸棒を得た。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表３に併せて示した。
【００５６】
（第４実施例）
本実施例は、第３実施例の各試料にさらに冷間加工率９０％の冷間加工を施し、試料Ｎｏ．４−１〜４−１０としたものである。従って、Ｎｂ、ＴａおよびＺｒの組成割合は前述の通りである。また、本実施例の場合、熱間加工工程以前の各工程は第３実施例と同様であり、冷間加工工程は第２実施例と同様である。得られた各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表４に示した。
【００５７】
（第５実施例）
本実施例は、第２実施例の試料Ｎｏ．２−５に、４００℃×２４時間の時効処理を施して（時効処理工程）、試料Ｎｏ．５−５としたものである。この試料についても後述の各種測定を行い、その結果を表５に示した。
【００５８】
（各試料の測定）
引張特性は、インストロン（メーカ名）試験機を用いて引張試験を行い、応力−歪み線図から求めた。
【００５９】
【表１】
0004123937.tif 000002
【００６０】
【表２】
0004123937.tif 000003
【００６１】
【表３】
0004123937.tif 000004
【００６２】
【表４】
0004123937.tif 000005
【００６３】
【表５】
0004123937.tif 000006
【００６４】
（各供試材の評価）
表１〜５に示した結果より、次のことが解る。
（１）強度
本発明の何れのチタン合金も、引張強さが１０００ＭＰａ以上である。特に、冷間加工を施すと、引張強さが１１００ＭＰａ以上に一層高強度化している。
【００６５】
（２）絞りおよび伸び
本発明の高強度チタン合金は、最低でも約１０％の絞りが得られている。また、何れのチタン合金も、伸びが３％は勿論、５％を超え、高い伸びが得られており、実施例の各試料は非常に高延性である。
【００６６】
（３）酸素量
〈1〉冷間加工したチタン合金（第２実施例）を例にとり、強度に及ぼす酸素量の影響を以下に総括する。
本発明のチタン合金は、強度の向上が著しく、最大で１７００ＭＰａ程度の高強度材料が得られた。また、高酸素量であっても、約１０％以上の絞りが確保されている。伸びは酸素量が４．５ａｔ％まで増加してもほとんど低下せず、１０％近い値を示している。
通常のチタン合金は、酸素量を０．７ａｔ％以下、最大でも１．０ａｔ％以下に抑えるように製造される。酸素量が増加すると、強度は向上するものの、伸びが低下するからである。特に高強度材の場合には、酸素量がかなり厳しく管理されることが常識であった。
にも拘らず、本発明の高強度チタン合金の場合、酸素量が増加してもその延性がほとんど低下せず、高延性を発現した。これは正に特異な現象であり、本発明のチタン合金が従来のチタン合金とは全く異なるものであることを示す一つである。
【００６７】
〈2〉次に、酸素量の変化による引張強さおよび伸びへの影響を、本発明のチタン合金と従来のチタン合金とについて具体的に調べた。これをグラフにしたものを図５に示す。
図５に示した冷間加工材（冷間加工率（ＣＷ）９０％）は、Ｔｉ−８．９Ｎｂ−１１．５Ｔａ−２．７Ｖ−０．０８Ｚｒ（ａｔ％）の組成をもつ本発明に係るチタン合金であり、上述した実施例１および実施例２と同様の方法で製造したものである。また、各データの測定方法も前述の通りである。
【００６８】
これに対する比較材は、特開２００１−１４００２８号公報の実施例１〜３に開示された高強度チタン合金をベースにしたものである。つまり、ｗｔ％で、Ｔｉ−５％Ａｌ−２％Ｓｎ−２％Ｚｒ−４％Ｍｏ−４％Ｃｒ−ｘ％Ｏ（ａｔ％で、Ｔｉ−８．９％Ａｌ−０．８％Ｓｎ−１．１％Ｚｒ−２．０％Ｍｏ−３．７％Ｃｒ−ｙ％Ｏ）の組成をもつ溶製材からなるものである。言うまでもないが、少なくともＶａ族元素の組成に関して、その比較材と本発明に係るチタン合金と全く相違している。
【００６９】
図５を観ると、本発明に係るチタン合金も比較材も、Ｏ量の増加と共に高強度化していることは明らかである。
しかし、比較材の場合、その高強度化に伴って、伸び（延性）が著しく低下している。
これに対し、本発明に係るチタン合金は、高強度化しているのみならず、Ｏ量が増加しても、伸びはほとんど低下していない。例えば、Ｏ量が１．５ａｔ％を越えるような高酸素領域ですら、１０％前後の高い伸びを安定的に持続している。このため、本発明のチタン合金を用いれば、比較材のような従来のチタン合金と異なり、高強度であると共に優れた加工性が得られ、製品の加工、成形等に要するコスト削減や歩留り等の向上を図れる。
【００７０】
このように、本発明の高強度チタン合金によれば、高強度と高延性との両立により、これまで特殊な分野に使用が限定されていたチタン合金の利用拡大が一層図られる。また、本発明の製造方法によれば、そのような高強度チタン合金を容易に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のチタン合金の断層状の変形組織を示すＴＥＭ写真である。
【図２Ａ】本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が０％の場合である。
【図２Ｂ】本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が４．３％の場合である。
【図２Ｃ】本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が６．１％の場合である。
【図２Ｄ】本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が１０．３％の場合である。
【図３Ａ】本発明のチタン合金を据え込み圧縮した試験片の様子を示す写真であり、冷間加工率が２０％の場合である。
【図３Ｂ】本発明のチタン合金を据え込み圧縮した試験片の様子を示す写真であり、冷間加工率が５０％の場合である。
【図４Ａ】図３Ｂに示した試験片中に現れた断層全体を拡大したＳＥＭ写真である。
【図４Ｂ】図４Ａ中の一部を拡大したＳＥＭ写真である。
【図４Ｃ】図４Ａ中の一部を拡大したＳＥＭ写真である。
【図５】酸素量が引張強さおよび伸びへ及す影響を、本発明に係るチタン合金と比較材とについて対比したグラフである。
【図１】
0004123937.tif 000007
【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図２Ｄ】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図４Ｃ】
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【図５】
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