(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
４０質量％以上のチタン（Ｔｉ）と、該チタンを含めた合計が９０質量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素およびＶａ族元素と、酸素（Ｏ）と窒素（Ｎ）と炭素（Ｃ）とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素を合計で０．６〜２．０質量％とを含み、
ａ軸上の原子間距離に対するｃ軸上の原子間距離の比（ｃ／ａ）が０．９〜１．１である体心正方晶または体心立方晶である結晶粒からなり、
該結晶粒の（１１０）または（１０１）結晶面の極点図をＳｃｈｌｕｔｚの反射法にて２０°＜α’＜９０°、０°＜β＜３６０°の範囲で加工方向を含む面に平行に測定し極点図上に均等に分布する各測定値（Ｘ）を統計処理したときに、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの二次モーメント（ν２）を平均値の２乗（Ｘｍ2）で割った値（ν２／Ｘｍ2）が０．３以上となり、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの三次モーメント（ν３）を平均値の３乗（Ｘｍ3）で割った値（ν３／Ｘｍ3）が０．３以上となり、さらに、５５°＜α’＜６５°と加工方向に沿ったβとの範囲で測定した測定値中に平均値の１．６倍（１．６Ｘｍ）以上の測定値が含まれる集合組織をもつことを特徴とするチタン合金部材。
二次モーメント：ν２＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）2｝／Ｎ
三次モーメント：ν３＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）3｝／Ｎ
（但し、Ｎはサンプリング数である。）
【請求項２】
前記侵入型元素群中の１種以上の元素は、合計で０．６〜１．５質量％である請求項１に記載のチタン合金部材。
【請求項３】
請求項１に記載のチタン合金部材の製造方法であって、ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなる原料を調製する調製工程と、
該調製工程後の原料からなるチタン合金部材を形成する部材形成工程と、
該部材形成工程後のチタン合金部材を冷間加工する冷間加工工程と、
を備えることを特徴とするチタン合金部材の製造方法。
【請求項４】
前記部材形成工程は、前記調製工程後の前記原料から溶製材を製作する溶製工程である請求項３に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項５】
ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなる原料を調製する調製工程と、
該調製工程後の原料からなるチタン合金部材を形成する部材形成工程と、
を備え、
前記調製工程は、前記特定組成となる原料粉末を調製する粉末調製工程であり、
前記部材形成工程は、該粉末調製工程後の該原料粉末から焼結材を製作する焼結工程であることを特徴とするチタン合金部材の製造方法。
【請求項６】
さらに、前記焼結材を冷間加工する冷間加工工程を備える請求項５に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項７】
前記冷間加工工程は、冷間加工率を１０％以上とする工程であり、
該冷間加工工程後に、さらに、処理温度が１５０℃〜６００℃の範囲で下式で定義されるラーソン・ミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ）パラメータＰ（以降、単に「パラメータＰ」と称する。）が８．０〜１８．５となる時効処理を施す時効処理工程を備える請求項３又は６に記載のチタン合金部材の製造方法。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）・（２０＋ｌｏｇ10ｔ）／１０００
（但し、Ｔは処理温度（℃）、ｔは処理時間（時間）である。）
【請求項８】
前記時効処理工程は、前記処理温度が１５０℃〜３００℃の範囲で前記パラメータＰが８．０〜１２．０となる工程であり、
該時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１０００ＭＰａ以上、弾性変形能が２．０％以上および平均ヤング率が７５ＧＰａ以下となる請求項７に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項９】
前記時効処理工程は、前記処理温度が３００℃〜６００℃の範囲で前記パラメータＰが１２．０〜１４．５となる工程であり、
該時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１４００ＭＰａ以上、弾性変形能は１．６％以上および平均ヤング率が９５ＧＰａ以下である請求項７に記載のチタン合金部材の製造方法。
【請求項１０】
４０質量％以上のチタンと、該チタンを含めた合計が９０質量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素およびＶａ族元素と、合計で０．６〜２．０質量％となる、酸素と窒素と炭素とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素とを含み、５０％以上の冷間加工を施したときに結晶粒内部の転位密度が１０11／ｃｍ2 以下であることを特徴とするチタン合金部材。
【請求項１１】
ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなる請求項１０に記載のチタン合金部材。
【請求項１２】
５０％以上の冷間加工を施したときに結晶粒内部の転位密度が１０11／ｃｍ2 以下である請求項１１に記載のチタン合金部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、あらゆる分野の各種製品に利用できる冷間加工性に優れるチタン合金部材に関するものである。また、そのチタン合金部材を効率的に製造できる製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は軽量で高強度であるため（比強度が大きいため）、航空、軍事、海洋、宇宙等の分野で、従来から使用されてきた。しかし、通常、チタン合金は加工性や成形性が悪いため、材料歩留りが悪く、チタン製品は一般に高価なものであった。従って、その使用範囲も限られたものとなっていた。
【０００３】
最近では比較的加工性に優れたチタン合金（例えば、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ：商品名ＤＡＴ５１等）も開発され、我々の周辺でもチタン製品が増えてきた。しかし、未だにその加工性が十分とはいえず、加工率が大きくなると、急激に延性が低下することも多い。従って、加工性に優れるチタン合金が得られれば、チタン製品の材料歩留りが向上し、生産量の増大や、さらなる用途拡大等を図れる。
【０００４】
また、チタン製品の用途拡大を図るために、そのような加工性の他に、低ヤング率で高強度のチタン合金が求められるようになってきた。そのようなチタン合金が得られれば、従来の材料では達成し難い程、各種製品の設計自由度が急激に高まる。例えば、ゴルフクラブのヘッドに低ヤング率で高強度のチタン合金を使用すると、フェース部の固有振動数を低減でき、フェース部の固有振動数をゴルフボールの固有振動数へ同調させ得る。これにより、ゴルフボールの飛距離を著しく伸ばせるチタン製ゴルフクラブが得られると言われている。また、例えば、眼鏡フレーム（特に、蔓部分）に低ヤング率で高強度のチタン合金を使用すると、優れたフィット感が得られ、軽量性や耐アレルギー性等と併せて、その機能性が大きく向上すると言われている。
【０００５】
このように、優れた加工性、低ヤング率ならびに高強度を備えたチタン合金が開発されれば、それを用いたチタン合金部材（チタン製品）の需要が益々拡大していくものと考えられる。
【発明の開示】
【０００６】
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、従来のチタン合金では達成することができなかった優れた加工性、低ヤング率および高強度を備えるチタン合金部材を提供することを目的とする。
【０００７】
本発明者は、この課題を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を重ねた結果、それらの要求を満足できる、従来になかった全く新しいチタン合金を発見し本発明を完成させた。
（チタン合金部材）
（１）集合組織からみたチタン合金部材
本発明者は、先ず、そのチタン合金が特殊な組織をもつことを発見し、本発明のチタン合金部材を開発するに至ったものである。
【０００８】
すなわち、本発明のチタン合金部材は、４０質量％以上のチタン（Ｔｉ）と、該チタンを含めた合計が９０質量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素およびＶａ族元素と、酸素（Ｏ）と窒素（Ｎ）と炭素（Ｃ）とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素を合計で０．６〜２．０質量％とを含み、
ａ軸上の原子間距離に対するｃ軸上の原子間距離の比（ｃ／ａ）が０．９〜１．１である体心正方晶または体心立方晶である結晶粒からなり、
該結晶粒の（１１０）または（１０１）結晶面の極点図をＳｃｈｌｕｔｚの反射法にて２０°＜α’＜９０°、０°＜β＜３６０°の範囲で加工方向を含む面に平行に測定し極点図上に均等に分布する各測定値（Ｘ）を統計処理したときに、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの二次モーメント（ν２）を平均値の２乗（Ｘｍ2）で割った値（ν２／Ｘｍ2）が０．３以上となり、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの三次モーメント（ν３）を平均値の３乗（Ｘｍ3）で割った値（ν３／Ｘｍ3）が０．３以上となり、さらに、５５°＜α’＜６５°と加工方向に沿ったβとの範囲で測定した測定値中に平均値の１．６倍（１．６Ｘｍ）以上の測定値が含まれる集合組織をもつことを特徴とするチタン合金部材。
【０００９】
二次モーメント：ν２＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）2｝／Ｎ
三次モーメント：ν３＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）3｝／Ｎ
（但し、Ｎはサンプリング数である。）
このチタン合金部材は、組成的に観るとチタンと、ＩＶａ族元素および／またはＶａ族元素とを含み、結晶構造的に観るとほぼ体心立方晶であり、組織的に観ると従来のβチタン合金等では得られない特殊な集合組織をもつ。
【００１０】
本発明者は、このようなチタン合金部材が、加工性、特に冷間加工性に優れ、また、低ヤング率で高強度という特性を備えることを発見した。
【００１１】
現状では、チタン合金部材がそのような組織等をもつ場合に、何故、冷間加工性が向上したり、または、低ヤング率で高強度となったりするのか、必ずしも明らかではない。
【００１２】
ところで、本明細書中でいう「チタン合金部材」とは、チタン合金とそのチタン合金に何らかの加工を施した加工材の両方を含む。加工材の形態は、板材、線材等の素材でも、その素材等を加工した中間材や中間製品でも、さらには、その中間材等を加工した最終製品等でも良い。もっとも、その加工の程度は問わない。この加工には、冷間加工の他、熱間加工も含まれる。
【００１３】
上述のチタン合金部材の組成について、チタンを４０質量％以上、チタンとＩＶａ族元素およびＶａ族元素との合計を９０質量％以上としたのは、優れた冷間加工性と低ヤング率とを同時に達成するためである。
【００１４】
チタンを４５質量％以上、チタンとＩＶａ族元素およびＶａ族元素との合計を９５質量％以上とすると、より好ましい。
【００１５】
なお、ＩＶａ族元素およびＶａ族元素は、それらの族元素である限り特に限定されるものではない。ＩＶａ族元素には、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）があり、Ｖａ族元素には、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、バナジウム（Ｖ）がある。比重、原料コストの点から適宜選択すると良い。
【００１６】
結晶構造を、ｃ／ａが０．９〜１．１の体心正方晶または体心立方晶としたが、両者を厳密に区別する必要は必ずしもない。ほぼ体心立方晶と考えられる構造をしていれば十分である。
（２）特定組成からみたチタン合金部材
次に、本発明者は、前述の優れた加工性、低ヤング率および高強度を備えるチタン合金部材が、特定のパラメータを満足する特定の組成からなることを、膨大な数の試験を行って突きとめ、本発明を完成させた。
【００１７】
すなわち、本発明のチタン合金部材は、ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなることを特徴とする。
【００１８】
現状では、その詳細な発現メカニズム等は明確ではないが、チタン合金部材が、上記の２．４３＜Ｍｄ＜２．４９かつ２．８６＜Ｂｏ＜２．９０という極限られた範囲の特定組成からなるときに、前述した優れた特性を発揮することが解った。
（３）転位密度からみたチタン合金部材
さらに、本発明者は、前述の優れた加工性、低ヤング率または高強度を備えるチタン合金部材（特に、冷間加工部材）が、結晶内部に殆ど転位（線状の格子欠陥）を有さないことを発見し、本発明を完成させた。
【００１９】
すなわち、本発明のチタン合金部材は、５０％以上の冷間加工を施したときに結晶粒内部の転位密度が１０11／ｃｍ2 以下であることを特徴とする。
【００２０】
従来、金属の塑性変形は、すべり変形または双晶変形として説明されてきた。特に、従来のβ−チタン合金では、すべり変形による塑性変形が支配的であり、このすべり変形は、前記転位の移動により説明されてきた。その転位は、冷間加工率が増加するほど増加して、加工硬化を生じるのが一般的であった。このため、従来のチタン合金材料に、中間焼鈍等を行わずに加工率の大きな冷間加工を施すと、割れ等を生じることが多かった。
【００２１】
しかし、本発明のチタン合金部材の場合、熱処理等を施さない場合でも、繰返し冷間加工を施すことができ、冷間加工率が大きくなっても割れ等を生じることがない。現状では、この理由が定かではないが、前記転位密度からして、従来の金属材料と異なる機構により塑性変形が生じていると考えら得る。
【００２２】
いずれにしても、本発明のチタン合金部材は、著しく冷間加工性に優れるため、チタン合金部材の（材料）歩留りや生産性の向上に有効であり、また、各種製品に利用できそれらの設計自由度を拡大させ得る。
（４）チタン合金部材の製造方法
本発明者は、前述したチタン合金部材と併せて、それを効率的に製造できる製造方法も開発した。
【００２３】
すなわち、本発明のチタン合金部材の製造方法は、ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなる原料を調製する調製工程と、該調製工程後の原料からなるチタン合金部材を形成する部材形成工程と、を備えることを特徴とする。
【００２４】
本発明の調製工程によれば、前述の優れた加工性、高強度または低ヤング率を発揮するチタン合金部材の組成を容易に特定でき、そのチタン合金部材が確実に、効率よく製造される。
【００２５】
なお、本明細書中でいう「高強度」とは、引張強度または後述の引張弾性限強度が大きいことを意味する。また、「低ヤング率」とは、後述の平均ヤング率が、従来の金属材料のヤング率に対して小さいことを意味する。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
図１は、Ｓｃｈｌｕｔｚの反射法による極点図の測定方法について、概略を示した模式図である。
図２は、実施例に係る試料Ｎｏ．２のＸ線回折結果を示す図である。
図３は、実施例に係る試料Ｎｏ．１の極点図である。
図４は、実施例に係る試料Ｎｏ．４の極点図である。
図５は、実施例に係る試料Ｎｏ．５の極点図である。
図６は、実施例に係る試料Ｎｏ．２の極点図である。
図７は、実施例に係る試料Ｎｏ．３の極点図である。
図８は、比較試料の極点図である。
図９は、重み関数Ｗの定義に関する説明図である。
図１０は、実施例に係る試料Ｎｏ．１の金属組織を示すＴＥＭ（明視野像）写真である。
図１１は、実施例に係る試料Ｎｏ．１’の金属組織を示すＴＥＭ（明視野像）写真である。
図１２は、実施例に係る試料Ｎｏ．１の金属組織を示すＴＥＭ（暗視野像：−１６．３°）写真である。
図１３は、実施例に係る試料Ｎｏ．１の金属組織を示すＴＥＭ（暗視野像：６．１°）写真である。
図１４Ａは、本発明に係るチタン合金部材の応力−歪み線図を模式的に示した図である。
図１４Ｂは、従来のチタン合金の応力−歪み線図を模式的に示した図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
Ａ．実施の形態
以下に、実施形態を挙げつつ、本発明のチタン合金部材について詳しく説明する。
【００２８】
なお、前述した前記集合組織からなるチタン合金部材と、転位密度を有するチタン合金部材と、ｄ電子軌道のエネルギーレベルと結合次数によって特性される組成を有するチタン合金部材と、チタン合金部材の製造方法との各構成要素は、それぞれのチタン合金部材またはその製造方法との間で選択的に適宜組合わせ可能である。また、後述する各限定要素についても、それらのチタン合金部材またはその製造方法の各構成要素について、適宜、選択的に組合わせ可能であることを断っておく。
（１）集合組織
集合組織は、多結晶体に（強）加工を施したときにできる、各結晶が優先方位をもつ変形集合組織である。この集合組織には、加工集合組織の他、加工集合組織を再結晶させたときにできる再結晶集合組織等も含まれる。
【００２９】
この集合組織の測定は種々の方法によりなされるが、ここでは、一般的なＳｃｈｌｕｔｚの反射法を用いてステレオ投影によって得られる極点図から集合組織の様子を解明した。このＳｃｈｌｕｔｚの反射法による極点図の測定法の概要を図１に示す。
【００３０】
また、極点図上の各測定値を統計処理し平均値（Ｘｍ）回りの二次または三次のモーメント（ν２、ν３）を、それぞれ平均値の２乗または３乗（Ｘｍ2 、Ｘｍ3）で割った値（ν２／Ｘｍ2 、ν３／Ｘｍ3）を用いたのは、他の材料との客観的比較を容易にするためである。
【００３１】
ここでν２／Ｘｍ2 は、測定値の偏りを示す。ν２／Ｘｍ2が０．３未満では、極点図における（１１０）面もしくは（１０１）面の偏りが大きくないことを意味し、弾性異方性が十分ではなく、好ましくない。
【００３２】
また、ν３／Ｘｍ3は、それが正数の範囲で大きい場合、測定値が平均値（Ｘｍ）よりも大きい領域で突出していることを示す。ν３／Ｘｍ3が０．３未満であれば、極点図上での（１１０）面もしくは（１０１）面の特定部分における集中が大きくないことを意味し、材料の持つ弾性異方性が十分でなく、好ましくない。
【００３３】
一方、ν２／Ｘｍ2 が０．３以上で、かつ、ν３／Ｘｍ3が０．３以上であれば、（１１０）面もしくは（１０１）面の偏りが十分大きく、かつ特定部分における集中が十分であり、弾性異方性の十分大きい好ましい材料であると考えられる。ν２／Ｘｍ2 が０．４以上、０．５以上または０．６以上で、ν３／Ｘｍ3が０．４以上、０．５以上または０．６以上であればより好ましい。
【００３４】
本発明のチタン合金部材はこの（１１０）面もしくは（１０１）面の集中する部分が極点図上の一部分に限定されていることが特徴的であり、これが、このチタン合金部材の弾性異方性の「異方」的な特徴を反映したものであると考えることができる。
【００３５】
特に、「５５°＜α’＜６５°と加工方向に沿ったβとの範囲で測定した測定値中に平均値の１．６倍（１．６Ｘｍ）以上の測定値」が含まれれば、好ましい異方性を有した材
料特性をもつ部材であると判断され得る。平均値の１．８倍以上、さらには平均値の２．５倍以上の測定値があるとより望ましい。
【００３６】
なお、チタン合金部材が、このような集合組織に加えて、結晶粒の内部の転位密度が１０11／ｃｍ2 以下である５０％以上の冷間加工組織を有すると、より低ヤング率化して好適である。
（２）組成
<１>本発明のチタン合金部材は、侵入型元素、例えば、酸素（Ｏ）と窒素（Ｎ）と炭素（Ｃ）とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素を合計で０．２５〜２．０質量％含むと好適である。そして、その合計を０．３〜１．８質量％、０．６〜１．５質量％とするとより好ましい。特に、その合計を０．６質量％を超えて、２．０質量％以下、１．８質量％以下または１．５質量％以下とすると一層好ましい。
【００３７】
酸素、窒素および炭素は侵入型固溶元素であり、固溶強化により高強度のチタン合金が得られると一般的にいわれている。一方、それらの元素の固溶量が増えると、チタン合金が脆化することが知られていた。そこで、従来のチタン合金の場合、含有酸素量等は、高々０．２５質量％程度までしか許容できなかった。しかも、チタン合金の場合、その範囲に酸素量等を管理するために特別な注意が払われ、製造コストを引き上げる大きな要因となっていた。
【００３８】
しかし、本発明者はこのような常識を覆し、本発明に係るチタン合金が、従来になく多量のＯやＮやＣを含有しても、著しく強靭かつ、高弾性変形能を発揮することを発見した。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なものである。その詳細な理由等は明確ではないが、その解明に向けて現在鋭意究明中である。なお、本発明のチタン合金部材の場合、多量の酸素、窒素あるいは炭素の含有によって特性が向上するため、酸素量等を厳しく管理する必要も無くなった。従って、このようなチタン合金部材の特徴は、その生産性ならびに経済性を向上させる上でも好ましい。
【００３９】
もっとも、酸素、窒素あるいは炭素があまり少ないと、十分な高強度化を図れず、逆にそれらの元素があまりに多いと、チタン合金部材の靱性や延性の低下を招き、好ましくないことは言うまでもない。
【００４０】
なお、前記各元素の組成範囲を「ｘ〜ｙ質量％」という形式で示したが、これは特に断らない限り、下限値（ｘ）および上限値（ｙ）も含む。
（３）ｄ電子軌道のエネルギーレベルと結合次数
ｄ電子軌道のエネルギーレベルと結合次数は、ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求められる置換型（合金）元素固有のパラメータである。
【００４１】
ＤＶ−Ｘαクラスタ法とは、分子軌道法の一種であり、合金元素の回りの局所的な電子状態を巧みにシミュレートできる方法である（参考文献；量子材料化学入門、足立裕彦著、三共出版（１９９１年））。
【００４２】
具体的には、各結晶格子に対応したクラスター（結晶中の仮想分子）を用いて模型を作成し、中心の置換型合金元素Ｍを変えて、Ｍと母合金Ｘ（本件の場合、ＸはＴｉとなる。）との化学結合の様子を調べる。そして、ＤＶ−Ｘαクラスタ法は、合金成分としてのＭが母合金中で示す個性を表す合金パラメータを求める手法である。遷移金属を主体とする材料に限れば、ｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄ（の組成平均値）と結合次数Ｂｏ（の組成平均値）との２つのパラメータが、実用上有効であると言われている。
【００４３】
なお、ｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄは、置換型合金元素Ｍのｄ軌道のエネルギーレベルを示し、原子の電気陰性度や原子半径と相関をもっているパラメータである。結合次数Ｂｏは、母合金元素Ｘと置換型合金元素Ｍの間の電子雲の重なり度合を表すパラメータである。
【００４４】
前述したように、詳細な理由は定かではないが、２．４３＜Ｍｄ＜２．４９かつ２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる複数の元素から本発明のチタン合金部材が構成されるとき、前述した優れた特性が得られた。
【００４５】
そして、２．４５＜Ｍｄ＜２．４８、さらには、２．４６＜Ｍｄ＜２．４７とし、２．８６５＜Ｂｏ＜２．８８５ さらには、２．８７＜Ｂｏ＜２．８８とすると、より好ましい。
【００４６】
なお、これらのパラメータを満たす特定組成として、例えば、Ｖａ族元素を２０〜５０
質量％含み残部をチタンとするチタン合金が考えられる。但し、前記パラメータの範囲は狭いため、その組成範囲に含まれる全てのチタン合金が前記パラメータを満たす訳ではないことを断っておく。
【００４７】
また、前述の集合組織に関連してこのパラメータを観ると、Ｍｄ値が２．４９以上またはＢｏ値が２．８６以下では、体心立方晶（ｂｃｃ）あるいは体心正方晶（ｂｃｔ）が不安定となる。そして、組織の一部が稠密六方晶（ｈｃｐ）に変化するため、冷間加工性が低下する。また、Ｍｄ値が２．４３以下またはＢｏ値が２．９０以上では、原子間結合力が増大し、冷間加工性の低下やヤング率の上昇を招く。
（４）冷間加工と転位密度
<１>「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）以下を指す。例えば、５０％以上の冷間加工とは、次式により定義される冷間加工率が５０％以上の場合をいう。
【００４８】
冷間加工率  ＝  （Ｓ0−Ｓ）／Ｓ0 ×１００（％）
（Ｓ0：冷間加工前の断面積、Ｓ：冷間加工後の断面積）
なお、チタン合金（材料）を冷間加工したときに得られる組織を、本明細書では冷間加工組織と呼ぶ。
<２>転位密度は、単位面積あたりの転位の数であり、例えば、電子線やＸ線の回折現象を利用して内部の変形組織を観察することにより求めることができる。
【００４９】
前述したように、本発明のチタン合金部材は、冷間加工を施したとしても、通常の方法では観測が困難な程、転位密度が少なく、従来の金属材料とは異なる未知のメカニズムで塑性変形が生じていると考えられる。その結果、加工割れ等を起さずに、著しい範囲まで（冷間）加工を行える。そして、従来では成形困難な形状のものでも、本発明のチタン合金部材によれば、冷間で歩留り良く、塑性加工を行うことができると考えられる。
【００５０】
５０％以上の冷間加工を施した場合を先に取上げて説明したが、冷間加工の程度は、７０％以上でも、さらには、９０％以上、９９％以上でも良い。そして、転位密度は、１０7／ｃｍ2  以下ともなり得る。
（５）製造方法
<１>前述したように、本発明の製造方法は、調製工程と部材形成工程とからなる。
【００５１】
調製工程は、前述のパラメータＭｄ、Ｂｏを満たすように、組成元素の種類と各元素量とを選択決定して、原料を調製する工程である。
【００５２】
但し、この調製工程における原料組成が、最終的なチタン合金部材の元素組成と完全に一致するとは限らない。後続の部材形成工程等で混入、脱落する合金元素もあり得るからである。従って、その場合は、最終的なチタン合金部材の元素組成が前述の２．４３＜Ｍｄ＜２．４９と２．８６＜Ｂｏ＜２．９０とを満足するように、原料を調製すると良い。なお、置換型合金元素として、例えば、ニオブ、タンタル、バナジウム、ジルコニウム、ハフニウム等があり、原料がそれらの少なくとも一種以上の元素を含むと、好適である。
【００５３】
部材形成工程は、原料を溶解してから部材を形成する溶解法でも、原料粉末を焼結させる焼結法でも良い。
【００５４】
例えば、溶解法の場合なら、前記部材形成工程は、前記調製工程後の前記原料から溶製材を製作する溶製工程となる。この溶製工程は、アーク溶解、プラズマ溶解、インダクションスカル等で溶解したチタン合金を（溶解工程）、金型等に鋳造して行うことで実現できる（鋳造工程）。
【００５５】
また、焼結法の場合なら、前記調製工程が、前記特定組成となる原料粉末を調製する粉末調製工程であり、前記部材形成工程が、該粉末調製工程後の該原料粉末から焼結材を製作する焼結工程となる。
【００５６】
粉末調製工程で用いる原料粉末は、チタン粉末、合金元素粉末または合金粉末からなる混合粉末でも良いし、前記特定組成（または、その特定組成に近い組成）をもつ一種の合金粉末からなるものでも良い。
【００５７】
焼結工程は、例えば、混合粉末を成形用金型に充填し（充填工程）、その混合粉末を加圧成形して成形体とし（成形工程）、その成形体を加熱、焼結させて（加熱工程）行うことができる。また、成形工程は、ＣＩＰ（冷間静水圧成形）を用いて行うこともできる。また、成形工程と加熱工程とをＨＩＰ（熱間静水圧成形）により行っても良い。
【００５８】
なお、チタンを溶解させる場合、特殊な装置を必要とし、多重溶解等を行う必要がある。溶解中の組成コントロールも難しく、特にＶａ族元素等を多量に含有する場合、溶解・
鋳造時にマクロ的な成分の偏析が生じ易い。従って、安定した品質のチタン合金部材を効率良く生産する上で、現状では焼結法がより好ましいと考える。もっとも、溶解法でも、例えば、後述の実施例で説明する方法等を用いることにより、十分な品質のチタン合金部材を生産できる。
【００５９】
また、焼結法を用いると、緻密なチタン合金部材を得ることもでき、製品形状が複雑であってもネットシェイプが可能となる。
<２>こうして得られた前記焼結材や溶製材に、前述した冷間加工を施すと、チタン合金部材のさらなる高強度化や低ヤング率化を図ることが可能となる。
【００６０】
そこで、本発明の製造方法は、さらに、前記焼結材または溶製材を冷間加工する冷間加工工程を備えると好適である。
【００６１】
また、さらに熱間加工工程を適宜追加しても良い。特に、焼結材の場合、熱間加工することにより、その組織を緻密化させることができる。この熱間加工工程は、加熱焼結工程後、冷間加工工程前に行うことが好ましい。
【００６２】
冷間加工工程や熱間加工工程は、所望するチタン合金部材の形状に合わせて行うと、より生産性が向上する。なお、本発明でいう部材形成工程に、冷間加工工程や熱間加工工程を含めて考えても良い。
<３>また、冷間加工工程後に時効処理工程を施すとにより、後述の高弾性変形能、高引張弾性限強度等に優れる、高強度のチタン合金部材が得られることを本発明者は見出した。
【００６３】
但し、時効処理を施す前に、再結晶温度以上での溶体化処理を行っても良いが、冷間加工によりチタン合金内に付与された加工歪の影響が喪失されるため、冷間加工工程後に直接、時効処理工程を行った方が、より高特性が得られる。
【００６４】
時効処理条件には、（ａ）低温短時間時効処理（１５０〜３００℃）、（ｂ）高温長時間時効処理（３００〜６００℃）等がある。
【００６５】
前者によれば、引張弾性限強度を向上させつつ、平均ヤング率を維持または低下させることができ、高弾性変形能のチタン合金が得られる。後者によれば、引張弾性限強度の上昇に伴い、平均ヤング率は若干上昇するが、それでも平均ヤング率は９５ＧＰａ以下である。つまり、この場合でも、平均ヤング率の上昇レベルは非常に低く、高弾性変形能で高引張弾性限強度のチタン合金が得られる。
【００６６】
さらに、本発明者は、膨大な数の試験を繰返すことにより、その時効処理工程が、処理温度１５０〜６００℃の範囲で、次式に基づいて処理温度（Ｔ℃）と処理時間（ｔ時間）とから決定されるパラメータ（Ｐ）が８．０〜１８．５となる工程であると、好ましいことを見出した。
【００６７】
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）・（２０＋ｌｏｇ10ｔ）／１０００
このパラメータＰは、ラーソン・ミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ）パラメータであり、熱処理温度と熱処理時間との組合せで決まり、時効処理工程（熱処理）の条件を指標するものである。
【００６８】
このパラメータＰが８．０未満では、時効処理を施しても、好ましい材料特性は得られず、パラメータＰが１８．５を超えると、引張弾性限強度の低下、平均ヤング率の上昇または弾性変形能の低下を招き、好ましくない。
【００６９】
なお、この時効処理工程前に行う冷間加工工程が、冷間加工率を１０％以上とするものであるとより好適である。
【００７０】
そして、所望するチタン合金部材の特性に応じて、前記時効処理工程を、前記処理温度が１５０℃〜３００℃の範囲で前記パラメータＰが８．０〜１２．０となる工程とし、この時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１０００ＭＰａ以上、弾性変形能が２．０％以上および平均ヤング率が７５ＧＰａ以下となるようにしても良い。
【００７１】
また、同様に、前記時効処理工程を、前記処理温度が３００℃〜５００℃の範囲で前記パラメータＰが１２．０〜１４．５となる工程とし、時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１４００ＭＰａ以上、弾性変形能が１．６％以上および平均ヤング率が９５ＧＰａ以下となるようにしても良い。
【００７２】
なお、本明細書中では、特に断らない限り、「ｘ〜ｙ」という数値範囲は、下限値ｘと上限値ｙとを含むものである。
（５）引張弾性限強度、弾性変形能および平均ヤング率
引張弾性限強度は、引張試験において、永久伸び（歪み）が０．２％に到達したときに負荷していた応力と定義される。弾性変形能とは、この引張弾性限強度における試験片の変形量である。平均ヤング率とは、厳密な意味でのヤング率の「平均」を指すものではなく、本発明のチタン合金部材を代表するヤング率という意味である。具体的には、前記引張試験で得られた応力−歪み線図において、前記引張弾性限強度の１／２に相当する応力位置における曲線の傾き（接線の傾き）である。
【００７３】
ちなみに、引張強度は、前記引張試験において、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。
【００７４】
以下に、本発明のチタン合金部材に関する引張弾性限強度と平均ヤング率とについて、以下に図１４Ａ、図１４Ｂを用いて詳述する。
【００７５】
図１４Ａは、本発明に係るチタン合金部材の応力−歪み線図を模式的に示した図であり、図１４Ｂは、従来のチタン合金（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金）の応力−歪み線図を模式的に示した図である。
<１>図１４Ｂに示すように、従来の金属材料では、先ず、引張応力の増加に比例して伸びが直線的に増加する（<１>’−<１>間）。そして、その直線の傾きによって従来の金属材料のヤング率は求められる。換言すれば、そのヤング率は、引張応力（公称応力）をそれと比例関係にある歪み（公称歪み）で除した値となる。
【００７６】
このように応力と歪みとが比例関係にある直線域（<１>’−<１>間）では、変形が弾性的であり、例えば、応力を除荷すれば、試験片の変形である伸びは０に戻る。しかし、さらにその直線域を超えて引張応力を加えると、従来の金属材料は塑性変形を始め、応力を除荷しても、試験片の伸びは０に戻らず、永久伸びを生じる。
【００７７】
通常、永久伸びが０．２％となる応力σｐを０．２％耐力と称している（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１）。この０．２％耐力は、応力−歪み線図上で、弾性変形域の直線（<１>’−<１>：立ち上がり部の接線）を０．２％伸び（歪み）分だけ平行移動した直線（<２>’−<２>）と応力―歪み曲線との交点（位置<２>）における応力でもある。
【００７８】
従来の金属材料の場合、通常、「伸びが０．２％程度を超えると、永久伸びになる」という経験則に基づき、０．２％耐力≒引張弾性限強度と考えれられている。逆に、この０．２％耐力内であれば、応力と歪みとの関係は概ね直線的または弾性的であると考えられる。
<２>ところが、図１４Ａの応力−歪み線図からも解るように、このような従来の概念は、本発明のチタン合金部材には当てはまらない。理由は定かではないが、本発明のチタン合金部材の場合、弾性変形域において応力―歪み線図が直線とはならず、上に凸な曲線（<１>’−<２>）となり、除荷すると同曲線<１>−<１>’に沿って伸びが０に戻ったり、<２>−<２>’に沿って永久伸びを生じたりする。
【００７９】
このように、本発明のチタン合金部材では、弾性変形域（<１>’−<１>）ですら、応力と歪みとが直線的な関係になく（つまり、非線形であり）、応力が増加すれば、急激に歪みが増加する。また、除荷した場合も同様であり、応力と歪みとが直線的な関係になく、応力が減少すれば、急激に歪みが減少する。このような特徴が本発明のチタン合金部材の高弾性変形能として発現していると思われる。
【００８０】
ところで、本発明のチタン合金部材の場合、図１４Ａからも解るように、応力が増加するほど応力−歪み線図上の接線の傾きが減少している。このように、弾性変形域において、応力と歪みとが直線的に変化しないため、従来の方法で本発明のチタン合金部材のヤング率を定義することは適切ではない。
【００８１】
また、本発明のチタン合金部材の場合、応力と歪みとが直接的に変化しないため、従来と同様の方法で０．２％耐力（σｐ’）≒引張弾性限強度と評価することも適切ではない。つまり、従来の方法により求まる０．２％耐力では、本来の引張弾性限強度よりも著しく小さい値となってしまう。従って、本発明のチタン合金部材の場合、従来の０．２％耐力≒引張弾性限強度と考えることはできない。
【００８２】
そこで、本来の定義に戻って、本発明のチタン合金部材の引張弾性限強度（σｅ）を前述したように求めた（図１４Ａ中の<２>位置）。また、本発明のチタン合金部材のヤング率として、前述の平均ヤング率の導入を考えた。
【００８３】
なお、図１４Ａおよび図１４Ｂ中、σｔは引張強度であり、εｅは本発明に係るチタン合金部材の引張弾性限強度（σｅ）における歪みであり、εｐは従来の金属材料の０．２％耐力（σｐ）における歪みである。
<３>本発明のチタン合金部材がこのように特異で優れた特性を、何故発現するかについては、上述したように現状明かとはなっていない。もっとも、本発明者による懸命な調査研究から、次のように考え得る。
【００８４】
本発明者は、本発明に係るチタン合金部材の一試料を調査した。その結果、本発明に係るチタン合金部材は、冷間加工が施されても、前述したように、転位がほとんど導入されず、一部の方向に（１１０）面が非常に強く配向した組織を呈していることが明らかになった。しかも、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）で観察した１１１回折点を用いた暗視野像において、試料の傾斜と共に像のコントラストが移動していくのが観察された。これは観察している（１１１）面が大きく湾曲していることを示唆しており、これは、高倍率の格子像直接観察によっても確認された。しかも、この（１１１）面の湾曲の曲率半径は５００〜６００ｎｍ程度と極めて小さなものであった。このことは、本発明のチタン合金部材が、転位の導入ではなく、結晶面の湾曲によって加工の影響を緩和すると言う、従来の金属材料では全く知られていない性質を有することを意味している。
【００８５】
また、転位は、１１０回折点を強く励起した状態で、極一部に観察されたが、１１０回折点の励起をなくすとほとんど観察されなかった。これは、転位周辺の変位成分が著しく＜１１０＞方向に偏っていることを示しており、本発明のチタン合金部材は非常に強い弾性異方性を有することを示唆している。この弾性異方性が、本発明に係るチタン合金部材の優れた冷間加工性、低ヤング率、高弾性変形能、高強度の発現等と密接に関係していると考えられる。
<４>こうして、本発明のチタン合金部材によれば、組成や熱処理等を適宜選択することにより、平均ヤング率を、７０ＧＰａ以下、６５ＧＰａ以下、６０ＧＰａ以下さらには５５ＧＰａ以下とすることができる。また、引張弾性限強度を、７５０ＭＰａ以上、８００ＭＰａ以上、８５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上、１０００ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以上、１５００ＭＰａさらには２０００ＭＰａ以上とすることもできる。
（６）用途
本発明のチタン合金部材は、その優れた加工性、低ヤング率、高強度または異方性等を利用して、さらには、その軽量性や耐食性等と組合わせて、種々の製品に種々の形態で応用され得る。
【００８６】
例えば、自動車、装身具、スポーツ・レジャ用品、医療器材等の製品、その製品の一部、その素材（線材、板材等）等として有効である。具体的には、次のような製品の全部または一部を構成し、または、そのような製品の素材として用いられる。
【００８７】
例えば、ゴルフクラブ（特にドライバーのフェース部やシャフト部）、生体関連品（人工骨や人工関節等）、カテーテル、携帯品（眼鏡、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、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）、サスペンション用またはエンジンバルブ用のコイルスプリング、伝動ベルト（ＣＶＴのフープ等）等である。
Ｂ．実施例
以下に実施例及び比較例を示し、本発明を具体的に説明する。
（実施例）
本発明の製造方法を用いて、以下に述べる本実施例に係る各試料を製作した。
（１）焼結材（試料Ｎｏ．１〜１０）
原料として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃３２５、−＃１００）と、置換型元素であるＮｂ粉末（−＃３２５）、Ｔａ粉末（−＃３２５）、Ｖ粉末（−＃３２５）、Ｈｆ粉末（−＃３２５）およびＺｒ粉末（−＃３２５）を利用した。侵入型元素である酸素は、Ｏを含む前記Ｔｉ粉末または前記Ｔｉ粉末を大気中で熱処理してＯを含有させた高酸素Ｔｉ粉末により調製した。もっとも、酸素量の管理は容易ではないため、意識的に酸素量を調整しない限り、０．１５〜０．２０質量％程度のＯは不可避不純物としてチタン合金中に混入し得る。因みに、高酸素Ｔｉ粉末は、前記Ｔｉ粉末を、２００℃〜４００℃×３０分〜１２８時間、大気中加熱することで得られる。
【００８８】
これらの原料粉末を適宜選択して、前記パラメータＭｄ、Ｂｏを満足するように配合および混合し、所望する各試料に応じた種々の組成からなる混合粉末を調製した（粉末調製工程）。各試料の具体的な組成は後述する。なお、各原料粉末の混合には、Ｖ型混合機を使用したが、ボールミル及び振動ミル、高エネルギーボールミル等を使用しても良い。
【００８９】
この混合粉末を圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）し、成形体を得た（成形工程）。得られた成形体を１×１０−５ｔｏｒｒの真空中で１３００℃×１６時間加熱して焼結させ、焼結体（チタン合金インゴット）とした（焼結工程、部材形成工程）。
<１>冷間スウェージ部材（試料Ｎｏ．１、４〜１０）
上述の焼結プロセスにより製作したφ５５ｍｍのチタン合金インゴットを熱間加工によってφ１５ｍｍまで加工した（熱間加工工程）。それを冷間スウェージにてφ４ｍｍにまで加工した後（第１冷間加工工程）、９００℃で歪み取り焼鈍を行った（焼鈍処理工程）。こうして得たφ４ｍｍ素材を、さらに、所望の冷間加工率となるように冷間スウェージ加工した（第２冷間加工工程）。
【００９０】
以降、各試料ごとに、組成と冷間加工率とを説明する。
（ａ）試料Ｎｏ．１、４
試料Ｎｏ．１（Ｔｉ−３０Ｎｂ−１０Ｔａ−５Ｚｒ−０．４Ｏ（０．４質量％の酸素）：割合は質量％、以下同様）と、試料Ｎｏ．４（Ｔｉ−３５Ｎｂ−２．５Ｔａ−７．５Ｚｒ−０．４Ｏ）とは、前記素材をφ４ｍｍからφ２ｍｍへ、さらに冷間加工したものである。両試料の冷間加工率は７５％となる。
（ｂ）試料Ｎｏ．５
試料Ｎｏ．５（Ｔｉ−３５Ｎｂ−９Ｚｒ−０．４Ｏ）は、前記素材をφ４ｍｍからφ２．８３ｍｍへ、さらに冷間加工したものである。この試料の冷間加工率は５０％となる。
（ｃ）試料Ｎｏ．６−１〜６−５
酸素量のみ異なる試料Ｎｏ．６−１〜６−５（Ｔｉ−１２Ｎｂ−３０Ｔａ−７Ｚｒ−２Ｖ−ｘＯ：ｘは変数）は、前記素材をφ４ｍｍからφ１．２６ｍｍへ、
さらに冷間加工したものである。各試料の冷間加工率は９０％となる。なお、各試料の酸素量については表２に記載した。
（ｄ）試料Ｎｏ．７〜１０
試料Ｎｏ．７〜１０は、それぞれ組成が異なるが、前記素材をφ４ｍｍからφ１．７９ｍｍへ冷間加工したものである点で共通する。各試料の冷間加工率は８０％となる。
【００９１】
各試料の組成は、試料Ｎｏ．７（Ｔｉ−２８Ｎｂ−１２Ｔａ−２Ｚｒ−４Ｈｆ−０．８Ｏ）、試料Ｎｏ．８（Ｔｉ−１７Ｎｂ−２３Ｔａ−８Ｈｆ−０．５３Ｏ）、試料Ｎｏ．９（Ｔｉ−１４Ｎｂ−２９Ｔａ−５Ｚｒ−２Ｖ−３Ｈｆ−１Ｏ）、試料Ｎｏ．１０（Ｔｉ−３０Ｎｂ−１４．５Ｔａ−３Ｈｆ−１．２Ｏ）である。
<２>冷間圧延部材（試料Ｎｏ．２、３）
試料Ｎｏ．１と同組成のチタン合金インゴット（厚さ４ｍｍ）を冷間圧延して、厚さ０．９ｍｍの板材（試料Ｎｏ．２）と厚さ０．４ｍｍの板材（試料Ｎｏ．３）とを得た（冷間加工工程）。それぞれの冷間加工率は、９４％と９７．３％となる。
【００９２】
このときの冷間加工は、中間焼鈍なしで、冷間圧延機を用いて行った。具体的には、試料Ｎｏ．２の場合、板厚０．９ｍｍになるまで０．５ｍｍパスを通した。試料Ｎｏ．３は、パスを調整しながらその板材をさらに加工し、板厚０．４ｍｍとしたものである。
（２）溶製材（試料Ｎｏ．１１、１２）
チタン原料として、市販の顆粒状スポンジチタン（粒径３ｍｍ以下）を用いた。置換型合金元素の原料として、Ｎｂ粉末（−＃３２５）、Ｔａ粉末（−＃３２５）、Ｖ粉末（−＃３２５）およびＺｒ粉末（−＃３２５）を混合し、この混合粉末を圧力２ｔｏｎ／ｃｍ２  で金型成形し、これを粒径３ｍｍ以下の顆粒状に粉砕したものを用いた。このとき、置換型合金元素の組成は、所望する試料に応じて、前述したパラメータＭｄ、Ｂｏを満足するように前記原料粉末を配合し、混合して調整した。
【００９３】
こうして得た各顆粒状原料を所定の割合で均一に混合し、インダクションスカル法にて溶解し、１８００℃で２０分間保持した後、金型鋳造によりインゴットとした（部材形成工程、溶製工程または溶解鋳造工程）。
【００９４】
ここで、置換型合金成分原料を粉末成形体から製造することとしたのは、置換型合金元素の各融点は極めて高く、また、それらは溶解鋳造時に偏析を起し易いため、それらに起因したチタン合金部材の品質低下を極力回避するためである。なお、侵入型元素である酸素は、前記スポンジチタンに含まれるＯで調製した。
【００９５】
この溶解プロセスにより製作したφ５５ｍｍ×２００ｍｍの金型鋳造インゴットを、１０００℃で熱間加工しφ１５ｍｍとした（熱間加工工程）。それを冷間スウェージにてφ４ｍｍにまで加工した後（第１冷間加工工程）、９００℃で歪み取り焼鈍を行った（焼鈍処理工程）。こうして得たφ４ｍｍ素材をさらに冷間加工してφ１．２６ｍｍとした（第２冷間加工工程）。この場合の冷間加工率は９０％となる。
【００９６】
こうして、溶製材である試料Ｎｏ．１１、１２を製作した。試料Ｎｏ．１１と試料Ｎｏ．１２とは、前記試料Ｎｏ．６と置換型合金成分が同一であるが、酸素量のみ異なる（Ｔｉ−１２Ｎｂ−３０Ｔａ−７Ｚｒ−２Ｖ−ｘＯ：ｘは変数）。各試料の酸素量については表２に記載した。
（３）時効処理材（試料Ｎｏ．１３、１４）
前記試料Ｎｏ．６−３と同一の試験片に、さらに時効処理を施して、試料Ｎｏ．１３、１４を製作した。
【００９７】
試料Ｎｏ．１３は、試料Ｎｏ．６−３の第２冷間加工工程後に、２５０℃×３０分間（パラメータＰ＝１０．３）の時効処理を施したものである。
【００９８】
試料Ｎｏ．１４は、試料Ｎｏ．６−３の第２冷間加工工程後に、４００℃×２４時間（パラメータＰ＝１４．４）の時効処理を施したものである。
（比較例）
比較例として、組成がＴｉ−２２Ｖ−４Ａｌ（質量％）である冷間スウェージ材料（商品名：ＤＡＴ５１）を用意した。このチタン合金の丸棒（φ１５０ｍｍ）を熱間加工にてφ６ｍｍにまで加工した。その後、冷間スウェージにて最終的にφ４ｍｍの線材として、比較試料とした。
（測定）
（１）結晶構造
試料Ｎｏ．１〜１２の結晶構造を回転対陰極型Ｘ線回折装置を用い、４０ｋＶ、７０ｍ
ＡのＣｏＫα線、モノクロメーター付の条件で通常のθ−２θ法により測定した。代表例として、試料Ｎｏ．２における結果を図２に示す。
【００９９】
いずれの試料も、３本の回折線が確認されており、回折の結果、この結晶構造は体心立方晶であることが解った。但し、厳密には、図２のような場合、体心正方晶の可能性もあるが、両者を正確に区別することは困難であるし、その必要もない。
（２）集合組織
<１>試料Ｎｏ．１〜１２および比較試料の集合組織について、前述したＳｃｈｌｕｔｚの反射法を用いて極点図を測定した。このときの測定条件を表１に示す。
0003827149.tif 000002
【０１００】
但し、測定し易いように、各試料の形態等を次のように調整した。
（ａ）試料Ｎｏ．１、４〜１２は、１５ｍｍ程度に切断した６本の線材を、加工方向に関して同一方向に並べ、樹脂に埋め込み、断面積が最大になるところまで研磨して、測定用試料とした。
【０１０１】
このとき用いた（１１０）回折反射の回折角は２θ＝４４．９°（試料Ｎｏ．１、４）または２θ＝４４．７°（試料Ｎｏ．５）であり、バックグラウンドとした部分の回折角はいずれも２θ＝４９．０°である。
【０１０２】
このときの試料Ｎｏ．１の（１１０）極点図を図３に、試料Ｎｏ．４の（１１０）極点図を図４に、試料Ｎｏ．５の（１１０）極点図を図５にそれぞれ示す。
【０１０３】
なお、同図中、例えば、「１目盛１０００ｃｐｓ」とあるのは、等高線の間隔の一つ分がＸ線回折強度の１０００ｃｐｓに相当することを意味する（５００ｃｐｓの場合も、以下同様である。）。
（ｂ）試料Ｎｏ．２および試料Ｎｏ．３は、各板材を放電加工によりφ２６ｍｍ程度の円板状に切出して測定用試料とした。
【０１０４】
それらの測定条件や（１１０）回折反射の回折角とバックグラウンドとした部分の回折角は、前記の場合と同様である。
【０１０５】
このときの試料Ｎｏ．２の（１１０）極点図を図６に、試料Ｎｏ．３の（１１０）極点図を図７に示す。
（ｃ）比較試料は、加工方向に切った4本の線材を試料Ｎｏ．１等と同様に樹脂に埋め込み、断面積が最大になるところまで研磨して測定用試料とした。
【０１０６】
このとき用いた（１１０）回折反射の回折角は２θ＝４６．２°であり、バックグラウンドとした部分の回折角は２θ＝４９．０°である。
【０１０７】
このときの（１１０）極点図を図８Ａに示す。
<２>次に、この測定により、各試料ごとに得られた測定値（Ｘ）の分布（散らばりの程度）を、客観的、定量的に評価すべく、各試料ごとに統計処理を施し、平均値（Ｘｍ）回りの二次モーメント（ν２）と三次モーメント（ν３）とを算出した。それらの定義は、前述した通りである。
【０１０８】
但し、それらの測定値に対して統計処理を行う場合、各測定点が極点図上で等価であるという前提が必要となる。本実施例では、表１に示したようにα’、βをそれぞれ５°づつ、等角度で動かして測定しているため、極点図上で測定点は均等に分布されない。そこで、これを補正して各測定点を等価にするために、重み関数Ｗを導入して前述した各式の（１／Ｎ）の替りにＷを乗ずることとした。勿論、極点図上の測定点が均等に分布されていればｗは常に一定値となり、Ｗ＝ｗ／（Ｎｗ）＝１／Ｎと書くことができて重み関数Ｗが１／Ｎに等しくなる。
【０１０９】
この重み関数Ｗは、図９に示すような一測定点（例えば、ｗｉ、ｗｊ、ｗｋ）が極点図上で示す面積ｗを用いて、下式のように定義される。これらの式をまとめて示す。
【０１１０】
平均値                            ：Ｘｍ＝ΣＷＸ
平均値（Ｘｍ）回りの二次モーメント：ν２＝ΣＷ（Ｘ−Ｘｍ）２
平均値（Ｘｍ）回りの三次モーメント：ν３＝ΣＷ（Ｘ−Ｘｍ）３
重み関数                          ：Ｗ＝ｗ／（Σｗ）
なお、異なる試料間の比較を容易にするために、上記の二次モーメント（ν２）と三次モーメント（ν３）とを、それぞれ平均値の二乗（Ｘｍ２）と平均値の三乗（Ｘｍ３）とで除した値を求めることとした。
【０１１１】
また、総和（Σ）の範囲は極点図上の全面積で求めることが理想的であるが、試料Ｎｏ．１のような線材の場合、そのような極点図の測定は非常に困難である。そこで、表１に示した測定範囲を総和の範囲（２０°＜α’＜９０°、０°＜β＜３６０°）とした。
【０１１２】
こうして各試料について得られた結果を表２に示す。
<３>さらに、各試料ごとに、５５°＜α’＜６５°と加工方向に沿ったβとの範囲で測定した測定値の中で、最大のもの（最大値）を表２に併せて示した。但し、表２では、平均値（Ｘｍ）をベースにした倍率で表示した。
（３）転位密度等
<１>試料Ｎｏ．１についてＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観察を行うべく、ＦＩＢ（集束イオンビーム）装置またはイオンミリング装置を用いて、観察用薄膜を成形した。
【０１１３】
その結晶粒内部の金属組織をＴＥＭで観察した写真（明視野像）を図１０に示す。図１０に示した写真から、明らかに線欠陥として認識できる転位はまったく観察されなかった。この他、その結晶粒を回折コントラスト法で観察したところ、明らかに確認される転位は皆無であった。
【０１１４】
また、試料Ｎｏ．１の加工途中段階で製作した試料（試料Ｎｏ．１’）について、ＴＥＭで観察した結晶粒内の金属組織の写真（明視野像）を図１１に示す。この試料Ｎｏ．１’は、熱間スウェージでφ５５ｍｍのインゴットをφ１５ｍｍまで加工したものである。
【０１１５】
この図１１に示した写真では、金属組織に転位が観察された。このときの転位密度を次の条件下で概算したところ、略１０１０／ｃｍ２であった。従って、転位密度は、多くとも１０１１／ｃｍ２ 以下と考えることができる。
【０１１６】
観察範囲    ：縦（３μｍ）×横（４μｍ）×試料膜厚（０．０７μｍ）
転位線総延長：３μｍ×２４本
<２>また、上述の試料Ｎｏ．１をＴＥＭで観察した暗視野像の金属組織写真を図１２および図１３に示す。これら両写真は、同一場所を観察したものであるが、試料を傾斜させることにより、互いにほぼ２０°程度の傾斜角を持たせて観察したものである。
【０１１７】
両者とも、電子回折図形は（１１１）面を示している。しかし、１１０回折点を用いた暗視野像において、光る部分は２００ｎｍ程度移動していることが解る。これは、観察した（１１１）面が湾曲していることを示唆しており、両写真から計算したところ、その曲率半径は５００〜６００ｎｍ程度であった。
<３>同様に、比較例である比較試料について転位密度を求めたところ、１０１５／ｃｍ２ 以上となっていた。
（４）その他
<１>ｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄと結合次数Ｂｏ
各試料について、ＤＶ−Ｘαクラスタ法により、ｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄの組成平均値と結合次数Ｂｏの組成平均値とを計算した。その結果を表２と表３とに示す。
<２>機械的特性
各試料について、平均ヤング率や引張強度等の機械的特性を求めた。その結果を表２と表３とに併せて示す。
【０１１８】
これらの機械的特性は、インストロン試験機を用いて荷重と伸びとの関係を測定して、応力−歪み線図から求めた。インストロン試験機とは、インストロン（メーカ名）製の万能引張試験機であり、駆動方式は電気モータ制御である。
（評価および考察）
（１）極点図について
本発明のチタン合金部材に係る試料Ｎｏ．１〜５の極点図（図３〜７）と比較試料の極点図（図８）とを対照比較すると、次のことが解る。
<１>試料Ｎｏ．１〜５については、一部の方向に（１１０）面が非常に強く配向していることが解る。つまり、そのチタン合金部材が非常に強い弾性異方性をもっていると推測される。
【０１１９】
例えば、図３を観ると、測定面全体に対して、測定値の偏りが非常に大きく、しかもある部分で測定値が非常に突出している。この突出は、加工方向に沿ったα’＝６０°付近、すなわち試料の法線方向から３０°傾斜した方向に（１１０）面または（１０１）面が集中していることを示すものである。
【０１２０】
この（１１０）面または（１０１）面の強い配向は、試料Ｎｏ．１の強い弾性異方性を反映したものと解釈し得る。この強い弾性異方性をもつ材料を冷間加工した結果、試料Ｎｏ．１では非常に剛性の高い結晶面（高剛性結晶面）が円筒状の外形に沿うように揃い、曲げ変形に対しては柔軟で、かつ長手方向に高強度を有するチタン合金部材になっていると考えられる。
【０１２１】
また、試料Ｎｏ．２と試料Ｎｏ．３との極点図（図６、図７）を比較すると、加工率が大きくなるほど極点図における測定値の偏りが大きくなることが解る。つまり、加工率が高くなるほど、上述のものと同様に、高剛性結晶面の特定方向への配向が大きくなることを示唆しており、柔軟かつ高強度という本発明に係るチタン合金部材の特長が、より強く現れると考えられる。
【０１２２】
そして、このように弾性異方性の強いチタン合金部材は、高剛性の結晶面を有する一方で、変形の容易な低剛性の結晶面を有し、この変形の容易な結晶面の存在により、良好な加工性が得られると考えられる。
【０１２３】
なお、現段階では、これらの考察は推測に過ぎず、詳細については未だ不明であることを断っておく。
<２>一方、比較試料の極点図（図８）を観ると、測定値の偏りが比較的緩いことが解り、弾性異方性が本発明のチタン合金部材に比べて小さいと考えられる。
（２）ν２／Ｘｍ２ および  ν３／Ｘｍ３
ν２／Ｘｍ２ は、その値が大きい程、測定値（Ｘ）の偏りが大きいことを示す。また、ν３／Ｘｍ３ は、正数の範囲で大きい程、測定値（Ｘ）が平均値（Ｘｍ）よりも大きく突出した部分に分布することを示す。
<１>試料Ｎｏ．１〜１２について観てみると、ν２／Ｘｍ２ およびν３／Ｘｍ３ 共に比較的大きな値を示している。これは、極点図の測定面全体に対する測定値の偏りが大きいからであり、本発明のチタン合金部材の（１１０）結晶面が、特定方向に強く配向していることを示している。このように、ν２／Ｘｍ２ とν３／Ｘｍ３ とを用いることにより、集合組織の配向の程度を客観的に、また、定量的に評価できる。
【０１２４】
極点図について述べたことと同様であるが、試料Ｎｏ．２と試料Ｎｏ．３とを比較すると、本発明のチタン合金部材は冷間加工率が大きくなる程、ν２／Ｘｍ２ および  ν３／Ｘｍ３ が大きくなり、（１１０）結晶面が特定方向に強く配向することが解る。
<２>比較試料について観ると、ν３／Ｘｍ３ が比較的小さい。これは、特定の位置における測定値の突出が小さいことを示しており、試料Ｎｏ．１等に較べ、集合組織の配向の程度が小さいと思われる。
（３）金属組織写真について
<１>図１２、１３に示した金属組織写真から観察される（１１１）面の湾曲については既に触れたが、高分解能観察においても、同様に、やや湾曲した結晶面が観察された。
【０１２５】
これから、本発明のチタン合金部材は、転位の導入によらずに、結晶面の湾曲によって加工の影響を緩和し、（冷間）加工性を向上させているのではないかと考えられる。
<２>また、図１１に示した金属組織写真では、転位が１１０回折点を強く励起した状態で観察されているが、１１０回折点の励起をなくすとほとんど観察できなかった。
【０１２６】
このことは、図１１に示す転位周辺の変位成分が著しく＜１１０＞方向に偏っていることを示しており、これは、本チタン合金部材の非常に強い弾性異方性の現れであると言える。
【０１２７】
このような特性が、上述のような結晶面の湾曲、ひいては、ゴムのような加工性の発生源となっているのではないかと考えられる。もっとも、詳細は未だ明らかではない。
（４）その他
<１>ｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄおよび結合次数Ｂｏ
試料Ｎｏ．１〜１４のチタン合金部材では、いずれも、ＭｄとＢｏが、２．４３＜Ｍｄ＜２．４９、２．８６＜Ｂｏ＜２．９０の範囲にあり、良好な冷間加工性と低ヤング率との両立が図れていることが解る。
<２>機械的特性
試料Ｎｏ．１等と比較試料とを比べると解るが、本発明のチタン合金部材は著しく低ヤング率であり、しかも、引張強度も十分に大きい。また、試料Ｎｏ．１３、１４等からも解るように、優れた引張弾性限強度や弾性伸びを発揮する。従って、本発明のチタン合金部材は、著しい弾性変形能（約２．５％程度）を備える。これに対し、比較例のチタン合金の弾性変形能は、高々１％程度に過ぎず、不十分である。
<３>最後に、本発明のチタン合金部材と従来のチタン合金材との加工性を検討する。
【０１２８】
従来のチタン合金材（ＤＡＴ５１）は、冷間加工後でも絞り性の劣化は少ないもの、冷間加工率が１０〜１５％になると、急激な伸びの低下を生じた。これは、転位密度の増加が原因であると思われる（転位密度１０１５／ｃｍ２以上）。
【０１２９】
一方、本発明のチタン合金部材では、冷間加工率が９９％以上であっても、急激な伸びの低下等はなく、冷間加工性が非常に良かった。
【０１３０】
このように本発明のチタン合金部材は、加工性に優れ柔軟で高強度であるという、従来の材料では得られなかった特性を有する。それらの各特性を単独で、または相乗的に利用することにより、その用途を計り知れない程拡大することができる。
0003827149.tif 000003
【０１３１】
0003827149.tif 000004
【０１３２】
請求の範囲
１．  ４０質量％以上のチタン（Ｔｉ）と、該チタンを含めた合計が９０質量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素およびＶａ族元素と、酸素（Ｏ）と窒素（Ｎ）と炭素（Ｃ）とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素を合計で０．２５〜２．０質量％とを含み、
ａ軸上の原子間距離に対するｃ軸上の原子間距離の比（ｃ／ａ）が０．９〜１．１である体心正方晶または体心立方晶である結晶粒からなり、
該結晶粒の（１１０）または（１０１）結晶面の極点図をＳｃｈｌｕｔｚの反射法にて２０°＜α’＜９０°、０°＜β＜３６０°の範囲で加工方向を含む面に平行に測定し極点図上に均等に分布する各測定値（Ｘ）を統計処理したときに、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの二次モーメント（ν２）を平均値の２乗（Ｘｍ２）で割った値（ν２／Ｘｍ２）が０．３以上となり、下式で定義される平均値（Ｘｍ）回りの三次モーメント（ν３）を平均値の３乗（Ｘｍ３）で割った値（ν３／Ｘｍ３）が０．３以上となり、さらに、５５°＜α’＜６５°と加工方向に沿ったβとの範囲で測定した測定値中に平均値の１．６倍（１．６Ｘｍ）以上の測定値が含まれる集合組織をもつことを特徴とするチタン合金部材。
二次モーメント：ν２＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）２｝／Ｎ
三次モーメント：ν３＝｛Σ（Ｘ−Ｘｍ）３｝／Ｎ
（但し、Ｎはサンプリング数である。）
２．  前記侵入型元素群中の１種以上の元素は、合計で０．６〜１．５質量％である請求の範囲第１項記載のチタン合金部材。
３．  ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなる原料を調製する調製工程と、
該調製工程後の原料からなるチタン合金部材を形成する部材形成工程と、
を備えることを特徴とするチタン合金部材の製造方法。
４．  前記調製工程は、前記特定組成となる原料粉末を調製する粉末調製工程であり、
前記部材形成工程は、該粉末調製工程後の該原料粉末から焼結材を製作する焼結工程である請求の範囲第３項記載のチタン合金部材の製造方法。
５．  前記部材形成工程は、前記調製工程後の前記原料から溶製材を製作する溶製工程である請求の範囲第３項記載のチタン合金部材の製造方法。
６．    さらに、前記焼結材または溶製材を冷間加工する冷間加工工程を備える請求の範囲第４項または第５項に記載のチタン合金部材の製造方法。
７．  前記冷間加工工程は、冷間加工率を１０％以上とする工程であり、
該冷間加工工程後に、さらに、処理温度が１５０℃〜６００℃の範囲で下式で定義されるラーソン・ミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ）パラメータＰ（以降、単に「パラメータＰ」と称する。）が８．０〜１８．５となる時効処理を施す時効処理工程を備える請求の範囲第６項記載のチタン合金部材の製造方法。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）・ｌｏｇ１０ｔ）／１０００
（但し、Ｔは処理温度（℃）、ｔは処理時間（時間）である。）
８．  前記時効処理工程は、前記処理温度が１５０℃〜３００℃の範囲で前記パラメータＰが８．０〜１２．０となる工程であり、
該時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１０００ＭＰａ以上、弾性変形能が２．０％以上および平均ヤング率が７５ＧＰａ以下となる請求の範囲第７項記載のチタン合金部材の製造方法。
９．  前記時効処理工程は、前記処理温度が３００℃〜６００℃の範囲で前記パラメータＰが１２．０〜１４．５となる工程であり、
該時効処理工程後に得られるチタン合金部材の引張弾性限強度が１４００ＭＰａ以上、弾性変形能は１．６％以上および平均ヤング率が９５ＧＰａ以下である請求の範囲第７項記載のチタン合金部材の製造方法。
１０．  ５０％以上の冷間加工を施したときに結晶粒内部の転位密度が１０１１／ｃｍ２ 以下であることを特徴とするチタン合金部材。
１１．  ４０質量％以上のチタンと、該チタンを含めた合計が９０質量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素およびＶａ族元素と、合計で０．２５〜２．０質量％となる、酸素と窒素と炭素とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素とを含む請求の範囲第１０項記載のチタン合金部材。
１２．  ＤＶ−Ｘαクラスタ法により求まるパラメータであるｄ電子軌道のエネルギーレベルＭｄに関し置換型元素の組成平均値が２．４３＜Ｍｄ＜２．４９となり結合次数Ｂｏに関し置換型元素の組成平均値が２．８６＜Ｂｏ＜２．９０となる特定組成の、チタンと合金元素とからなることを特徴とするチタン合金部材。
１３．  ５０％以上の冷間加工を施したときに結晶粒内部の転位密度が１０１１／ｃｍ２ 以下である請求の範囲第１２項記載のチタン合金部材。
【０１３３】
要約
４０重量％以上のチタン（Ｔｉ）と、該チタンを含めた合計が９０重量％以上となる該チタン以外のＩＶａ族元素および／またはＶａ族元素と、合計で０．２５〜２．０重量％となる、酸素と窒素と炭素とからなる侵入型元素群中の１種以上の元素とを含み、ａ軸上の原子間距離に対するｃ軸上の原子間距離の比（ｃ／ａ）が０．９〜１．１である体心正方晶または体心立方晶を基本構造とすることを特徴とするチタン合金部材。
このチタン合金部材は、従来のチタン合金にはない加工性を有し、柔軟で高強度であり、各種製品に利用できる。
【図１】
0003827149.tif 000005
【図３】
0003827149.tif 000006
【図２】
0003827149.tif 000007
【図４】
0003827149.tif 000008
【図５】
0003827149.tif 000009
【図６】
0003827149.tif 000010
【図７】
0003827149.tif 000011
【図８】
0003827149.tif 000012
【図９】
0003827149.tif 000013
【図１０】
0003827149.tif 000014
【図１１】
0003827149.tif 000015
【図１２】
0003827149.tif 000016
【図１３】
0003827149.tif 000017
【図１４Ａ】
0003827149.tif 000018
【図１４Ｂ】
0003827149.tif 000019