b 型チタン合金の高強度・高靭性化の展開
新

.

は じ

め

家

光

雄

に

航空機用を中心とする一般構造用 b 型チタン合金の研究
開発は， 1950 年代から始まり， 1990 年代辺りまでは，活発に行われたが，それ以降から停滞している．しかし，b 型チタン合金は，耐食性に優れ，加工が容易で，時効を中心とした熱処理や加工熱処理による高強度化を顕著に行うことができること等から，特に部品の高強度・軽量化に有利である．
また， b 型チタン合金の相変態は，バラエティに富んでおり，鉄鋼材料およびアルミニウム合金と共通するミクロ組織制御も多く，研究開発の歴史も短いこともあって，未だに，未知の部分が多い．
一方，生体適合性に優れ，ヤング率が低いこともあって，生体用としての研究開発が 1980 年代辺りから活発に展開さ

図1

チタン合金の平衡状態図の模式図MSマルテ
ンサイト変態開始温度．

れて来ている．生体用の分野においても高強度・高靭性化は，重要な課題であり，生体との適合性や相互作用等を考慮する必要がある等の一般構造用 b 型チタン合金には無い因子が加わるものの，一般構造用 b 型チタン合金と類似な手法で行われる．
本稿では，主に一般構造用および生体用 b 型チタン合金の高強度・高靭性化のこれまでの展開についての概略を記述
する．

.

b 型チタン合金とは

図(1)に b 安定化度( b 安定化元素濃度)を横軸にとったチタン合金の平衡状態図を模式的に示す．同図中には，b 型チタン合金の組成範囲および b 相安定化度に応じて出現し得

図2

チタン合金の靭性と強度(耐力)の関係．

る種々の相の種類が示されている．b 型チタン合金の範囲は，

b 域温度からの急冷でマルテンサイト変態を起こさず，b 相
単相となる組成からである．実用化されている b 型チタン

では，b 安定化度，冷却速度，熱処理等に応じて，非熱的 v

合金は，現在の所，全て( a ＋ b )組成であることから，正確

相(va)，熱的 v 相(viso)，a 相，b′相等が出現する．また，には準安定 b 型チタン合金である．準安定 b 型チタン合金

b 相安定化度に応じて，変形誘起マルテンサイト( a ″)や v

東北大学名誉教授，東北大学金属材料研究所，大阪大学大学院工学研究科，名城大学大学院理工学研究科，名古屋大学未来材料・システ
ム研究所，関西大学客員教授
Development of Strengthening and Toughening of btype Titanium Alloys; Mitsuo Niinomi(Institute for Materials Research, Tohoku
University, Sendai. Department of Materials and Manufacturing Science, Graduate School of Engineering, Osaka University, Osaka.
Department of Science and Technology, Meijo University, Nagoya. Institute of Materials and Systems for Sustainability, Nagoya University, Nagoya. Department of Chemistry and Materials Engineering, Faculty of Chemistry, Materials and Bioengineering, Kansai University, Osaka)
Keywords: btype titanium alloys, strengthening, toughening, microstructure, thermomechancal treatment, structural materials, biomaterials
2018年12月10日受理[doi:10.2320/materia.58.193]

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan相も出現する．したがって，準安定 b 型チタン合金(以後，

b 型チタン合金)では，熱処理や加工熱処理等により，上述した各相の出現を制御することにより，特性を変化させるこの特性を持つ．
Ti 8Mo 8V 2Fe 3Al ( Ti 8823 )は， TIMET により開発されており，Ti13113 に比べて熱処理性に優れる．
Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr(Ti17)は，b リッチの(a＋b)とが可能である．

a, ( a ＋ b )および b 型チタン合金の破壊靭性と耐力との関型合金，すなわち Near b 型チタン合金で GE により開発さ係を図(2)に示す．b 型チタン合金は，a および(a＋ b)型チれている．我が国では，総合科学技術・イノベーション会議

タン合金に比べて，より強靭化できることがわかる．

の SIP(戦略的イノベーション創造プログラム)「革新的プロ
セスを用いた航空機用耐熱材料創製技術開発」にて， 1500

.



一般構造用 b 型チタン合金

ton 大型鍛造シミュレーターを用いて製造した Ti17鍛造材のミクロ組織および特性データの蓄積と力学的特性の予測と代表的な b 型チタン合金が進められている(5)．

b 型チタン合金は，航空機用として，米国を中心に開発がTi15V 3Al3Cr3Sn(Ti153)は，米国空軍との契約で進められて来ている．表(3)に主に米国で開発された代表的開発された冷間鍛造高強度合金で，Ti13113 に比べて，な b 型チタン合金につき，合金名，開発年および主な用途

b 安定度がより低い．
Ti 10V 2Fe 3Al は，高鋳造性 Near b 型チタン合金で，等を示す．
最初に実用化された高強度 b 型チタン合金は， Rem Cru

a＋b 合金の同強度レベルの合金に比べて，靭性がより高く，(後に Crucible Steel )により開発された Ti 13V 11Cr 3Al

315°
Cまでの温度での高強度・高靭性使用が可能である．航(Ti13113: B120VCA)で，短時間であれば 923 K(650°C)

空機のランディングギアへの適用がなされており，軽量化にの温度に耐えられる．本合金は， 1964 年に初飛行したオー

有効である．このタイプの Near b 型チタン合金として，ボルチタン製(機体の 93 がチタンおよびチタン合金)と言わー イ ン グ と ロ シ ア の VSMPO と で 開 発 し た Ti 5Al 5V 

れるロッキード社製超音速・高高度戦略ステルス偵察機であ5Mo 3Cr ( Ti 5553 )がある．この合金は， VSMPO が開発

る SR71(Blackbird)の主要合金として採用されている(4)．

し，ランディングギアに用いられた Ti 5Al 5Mo 1Fe 1Cr

SR71 は，マッハ 3.2 の速度で飛行することが出来，機体表( VT 22)から派生している(6) ．ヨーロッパでは， Airbus が面温度が260°
C(500°
F)～316.5°
C(600°
F)に達するとされ，エTi 5553 に 1 mass  の Zr を 添 加 し た 合 金 で あ る Ti 5Al 

ンジン収納筒温度はそれより高温である537.8 °C (1000°
F)に5Mo5V1Zr を実用化している(6)(7)．最近では，Ti5553を達するとされている．

改良した，より高強度である TIMETAL 18 ( Ti 5.5Al 5V 

Ti 11.5Mo 6Zr 4.5Sn ( Beta III )では， Mo が偏析し易い

5Mo2.5Cr0.8Fe)が TIMET により開発されている(8)．
Ti15Mo3Al2.7Nb0.25Si(Beta21S: TIMETAL21S)

傾向にある．
Ti3Al8V6Cr4Mo4Zr(Beta C)は，Ti13V11Cr3Al( Ti 13 11 3 )の 高 Cr 含 有 に よ る 偏 析 を 低 減 す る た め に
RMI により開発されており，Ti13V11Cr3Al 合金と類似

表1
合

金

名

Ti13V11Cr3Al(Ti13
113, B120VCA)
Ti11.5Mo6Zr4.5Sn(Beta III)
Ti3Al8V6Cr4Mo4Zrは，耐熱合金で 290 °C 以上 625 °C までの温度での使用に適している．耐クリープ特性は，Ti6Al4V 並みである．
Ti5Al2Sn4Zr4Mo2Cr1Fe(BetaCEZ)は，CEZUS

主に米国で開発された代表的な b 型チタン合金．
開発年

1950年代中期

主な用途および備考
主にバネ，航空機空中構造や軽量高圧容器，高強度ファスナー

航空機ファスナー(特にリベット)，民生用バネ，歯科矯正ワイヤー
1960年代1960年代中期後半 シェアは極めて少ない(Beta C, 386
44)

Ti8Mo8V2Fe3Al(Ti8823)
Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr(Ti17)
Ti15V3Cr3Sn(Ti153)

1970年代(特許1971年)
1970年代初期

ファスナー，バネ，鍛造部品
航空機ガスタービンエンジン用鍛造ファンおよびコンプレッサーディスク

1970年代

シート，ファスナー，箔，板，管，ファスナー，箔，板，管，鋳造品，鍛

1979年
1989年

航空機の機体鍛造部品

Ti5Al2Sn4Zr4Mo2Cr1Fe(BetaCEZ
)

1990年

フランスで開発，中温度域コンプレッサーディスク，鍛造部品，バネ，フTi4.5Fe6.8Mo1.5Al(TIMETAL LCB)

1990年代造品，繊維強化型複合材料用母材

Ti10V2Fe3Al
Ti15Mo3Al2.7Nb0.25Si(Beta21S: TIMETAL21S)



航空機エンジン，化学，海洋油田関係でも使用，低弾性率インプラント，
複合材用ロール箔ァスナ
低コスト合金ミ ニ 特 集(フランス)により開発された多機能性 Near b 型チタン合金

3.5Sn 3Al ( KS8 8 2 4 3 )(11) ， Ti 20V 4Al 1Sn ( SAT 

で，中温度域でのクリープ特性に優れている．

2041CF )および Ti 22V 4Al ( DAT51 )は，いずれも，ゴルTi 4.5Fe 6.8Mo 1.5Al ( TIMETAL LCB )は， TIMET により開発された低コスト指向合金で， V 等の高コスト元素
を FeMo 母合金を用いて省き，低コスト化を図っている．
本合金では，通常，航空機用に使用できる純度にはなっていフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等の民生用として開発された b 型チタン合金である．


高強度・高靭性化

b 型チタン合金の強靭化は，一般的には，時効処理によりないが，機械的性質を損なうほどではない．
以上の他，米国の RMI により開発された Ti8V5Fe1Al

行われるが，冷間加工が可能であることから，圧延等の汎用や Ti 16V 2.5Al 等 が あ る(3) ． 前 者 は ， 引 張 り 強 さ 1,300

冷間加工法と熱処理とを組み合わせた加工熱処理による試み

MPa 以上を示し，航空機用ファスナーに用いられるが，Feが 1980年代半ばから 1990 年代初期にかけて，盛んに行われの含有量が多いため溶解時に Fe の偏析が生じないように注た．

意することが必要である．後者は，航空機用高強度薄板に用

先ずは，Ti153 合金を対象にした加工熱処理法の分類を図(12)に示す．基本的には，結晶粒の微細化および時効析

いられる．
我が国では，純チタンの使用が主であるため，合金開発は

出 a 相制御を組み合わせることにより，強靭化を達成する．

活発ではないが，いくつかの b 型チタン合金が開発されてTi 15 3 合金では，大内らが図(13) に示す加工熱処理にいる．それらは，航空機用と言うよりは，民生用として用い

より，引張り強さ 1,862 MPa および伸び 10 以上の驚異的られていると言えよう．表(3)(9)に我が国で開発された代表な強度・延性(伸び)バランスを達成している．その後，Ti

的な b 型チタン合金につき，合金名，開発年および主な用

153 等について，上記の強度・延性値をターゲットに種々途等を示す．

の加工熱処理が提案され，強度・延性特性が報告されている．

Ti 15Mo 5Zr は，我が国で最初に開発された b 型チタン

著者ら(14) は，通常の溶体化・時効処理や溶体化・冷間圧合金で，耐食性に優れている．この合金に Al を加え非熱的延・時効処理，図(14) に示す既に高力アルミニウム合金のv 相の析出を抑制した T 15Mo 5Zr 3Al も開発されてお強靭化で報告されている加工熱処理法および図(14) に示す

り，やはり耐食性に優れていることから，他のチタン合金が新たに提案した加工熱処理法 Ti 15 3 に適用し，図およ

使用出来ないような腐食性環境で使用される．また，近年，び(14)に示す強度および延性(伸び)ならびに靭性および強生体用としても JIS 規格に登録されている．

度(引張り強さ)間の関係を報告した．新たに提案した加工熱

Ti 4.5Al 3V 2Fe 2Mo 0.08O ( SP 700 )は， Near b 型チ処理法により，高強度化され，約 1,800 MPa と高い引張りタン合金で，超塑性発現温度が Ti 6Al 4V に比べて 100 K

強さが得られているが，伸びが数とかなり低くなってい低く，プロセスコストの低減が可能である．また，AMS 規

る．なお，高強度側で比較的良好な靭性が得られている．新格(米国航空宇宙用材料規格)に日本から初めて登録された合たに提案した加工熱処理法では，溶体化後，冷間強圧延を行金である．

い a 相の時効析出サイトとなる転位を多量に導入し，そのTi 15Mo 3Al ( KS15 0 3 )(10) ， Ti 7.5V 8Cr 1.6Fe 

表2
合

金

名

後短時間溶体化により微細亜結晶粒とし，次いで低温で時効

日本で開発された代表的な b 型チタン合金．
開発年

主な用途および備考

Ti15Mo5Zr

1960年後半～
1970年初期

神戸製鋼開発，化学工業用，蒸気タービンブレード

Ti15Mo5Zr3Al

1960年後半～
1970年初期

神戸製鋼開発，多用途(例えば，天然ガス採掘プラント)，発電設備のター

Ti4.5Al3V2Fe2Mo0.08O(SP700)

19861989年

NKK(現 JFE ホールデイングス)開発，AMS，規格(米国航空宇宙用材料規格)合金，航空機用超塑性成形加工部品，ゴルフクラブヘッド，工具，

1986年

住友金属工業(現日本製鉄)開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡

ビンブレード

自動車部品，時計バンド，登山用品

Ti20V4Al1Sn(SAT2041CF)

フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti15Mo3Al(KS1503)

1990年代以降

神戸製鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti16V4Sn3Al3Nb(KS16433)

1990年代以降

神戸製鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti7.5V8Cr1.6Fe3.5Sn3Al(KS88243)

1990年代以降

Ti22V4Al(DAT51)

1990年代以降

神戸製鋼開発，低コスト合金，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フ
レーム，ボルト，スプリング，自動車等)
大同特殊鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図3

Ti153 合金を対象にした加工熱処理法の分類．

図4

Ti153(Ti15V 3Cr 3Sn 3Al)合金に施された加工熱処理の模式図(ST 溶体化処理 CR冷間
圧延)．

図5

通常の加工熱処理プロセスの模式図(a) (溶体化処理＋冷間圧延＋短時間溶体化処理＋時効)および(b)ロックウェルインターナショナル(Rockwell International)中間加工熱処理(RIITMT).
C.R., AC および WQ は，冷間圧延，空冷および水冷を示す．

図6

新たに提案した加工熱処理プロセス(a)新プロ
セス I および(b)新プロセス II. C.R., AC およびWQ は，それぞれ冷間圧延，空冷および水冷を示す．

を 施 し強 度上 昇 に寄 与す る 微細 a 相 を 析出 さ せる ．さ らに，冷間強圧延を施し，転位を多量に導入後，高温で時効を施し靭性を確保するための粗大 a 相を析出させる．粗大 a
相界面では応力集中により，マイクロクラックが発生し，応力緩和とマイクロクラックが 3 次元に連結し，き裂の偏向をもたらすことにより靭性が改善される．すなわち，き裂先端の塑性変形による内生的要因ではなく，外生的要因により靭性が改善される．この現象は，延性(伸び)の改善には寄与
せず，むしろその低下傾向をもたらすと考えられる(15) ．す上記の新加工熱処理法での時効処理の順番を逆にした加工

なわち，最終的に，微細亜結晶粒中に微細および粗大析出 a

熱処理法も提案されている(16)．この加工熱処理法を図(16)相が均一に分散したミクロ組織となることを目的としていに示す．すなわち，溶体化・冷間強加工後に高温時効によりる(14)．図(14)に新プロセス II を施した場合のミクロ組織の粗大 a 相を析出させ，次いで低温時効により微細 a 相を析

光学顕微鏡写真および透過型電子顕微鏡写真を示す．目的と出させる．この加工熱処理を Ti 15 3 に施した場合の引張したように微細亜結晶粒中に微細および粗大 a 相が析出しり強さおよび伸びを時効時間との関係で図(16)に示す．時ていることがわかる．

効時間が長いと 1,900 MPa 以上の引張り強さが得られてい

ミ ニ 特 集

図7

図8

図9

図 6 に示した新プロセス II 施した Ti 15 3 合金のミクロ組織写真( a )光学顕微鏡写真および(b)透過型電子顕微鏡写真．

図10

溶体化・冷間強加工後高温時効(CWA)から低温時効(CWDA)を行う加工熱処理の模式図．

図11873 K での時効後 673 K で 180 s, 600 s, 1.8 ks お
よ び 10.8 ks. 時 効 し た Ti 15 3 の 引 張 り 強 さ(sB)および伸び(El)の変化．

Ti153 合金に通常プロセスである STA(溶体化＋時効)および冷間強圧延後時効(C. R.)，図 5 に示した( C. R. ＋ 2 段時効)および RI ITMT ならびに図 6 に示した新プロセス I および新プロセス
II を施した場合の伸び(El)と引張り強さとの関係(sB)．

Ti153 合金に通常プロセスである STA(溶体化＋時効)および冷間強圧延後時効(C. R.)，図 5 に示した( C. R. ＋ 2 段時効)および RI ITMT ならびに図 6 に示した新プロセス I および新プロセス
II を施した場合のシャルピー全吸収エネルギー(Et)と引張り強さとの関係(sB)．

るが，伸びが数でかなり低い．約 5の伸びを確保するとすれば，引張り強さは 1,800 MPa 程度となる．
これまでに報告された b 型チタン合金の引張り強さと延性(断面減少率)との関係を図(17)に示す．この図で，引張り強さと延性との関係を外挿すると，b 型チタン合金では，ARB(Accumulative Roll Bonding)や HPT(HighPressure

最大約 2,500 MPa の引張り強さを得ることが可能であるこTorsion )(18) 等の強歪加工と熱処理とを組み合わせた加工熱とが予測される．この引張り強さ以上を達成するには，最近処理も期待される．

注目されている ECAP(Equal Channel Angular Pressing),

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




表3

これまでに開発された生体用低弾性率 b 型チタ
ン合金例．

b 型チタン合金

ASTM 規格ISO 規格JIS 規格Ti13Nb13Zr
Ti12Mo6Zr2Fe(TMZF)

ASTM F 1713――

ASTM F 1813――

Ti12Mo5Zr5Sn
Ti15Mo

図12

b 型チタン合金の引張強さと延性(断面減少率)．

.


生体用 b 型チタン合金

生体用低弾性率 b 型チタン合金

人工股関節，人工関節，脊柱固定器具，骨折固定器具，人工歯根等の骨を代表とする硬組織代替生体埋入器具構成材料
は，力学的信頼性に優れる金属材料が主である．主な生体用
金属材料としては，チタンおよびチタン合金， Co Cr Mo合金および SUS 316L ステンレス鋼があるが，その中でも生体親和性に最も優れ，非アレルギー性で高耐食性や比強度にも優れるチタン合金が注目されている．生体埋入器具(インプラント)を生体に埋入した場合，インプラントと骨とに均等に応力が伝達しない(応力遮蔽)と骨吸収が生じ，骨の脆弱化を来すため，インプラント，すなわちインプラント構成
材料と骨とに応力が均等に伝達することが要求される．この要求は，インプラント構成材料と骨との弾性変形が類似であることで，したがって両者のヤング率が類似であることで達成される．最も実用化の進んでいるチタン合金である( a ＋b)型 Ti6Al4V ELI(ELI: Extra low interstitial)合金のヤン
グ率( 110 GPa )は，骨のそれ( 10 ～ 30 GPa )よりかなり高い

Ti16Nb10Hf(Tiadyne 1610)
Ti15Mo2.8Nb0.2Si
Ti15Mo5Zr3Al
Ti30Ta―――ASTM F 2066

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JIS T 74016―

Ti45Nb
Ti35Zr10Nb

AMS 4982
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Ti35Nb7Zr5Ta(TNZT)
Ti29Nb13Ta4.6Zr(TNTZ)

Task Force
F04.12.23

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Ti35Nb4Sn
Ti50Ta

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Ti8Fe8Ta
Ti8Fe8Ta4Zr

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Ti35Nb2Ta3Zr
Ti22.5Nb0.7Zr2Ta

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Ti23Nb0.7Ta2.0Zr
1.2O(Gum Metal)Ti28Nb13Zr0.5Fe(TNZF)
Ti24Nb4Zr7.9Sn(Ti2448)
Ti7.5Mo―――

Ti12Mo3Nb
Ti12Mo5Ta

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Ti12Cr
Ti30Zr7Mo

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Ti30Zr3Mo3Cr
Ti5Fe3Nb3Zr

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が Co Cr Mo 合金および SUS 316L ステンレス鋼のそれら(各々 210 GPa および 180 GPa)よりも著しく低い．Ti6Al
4V ELI 合金は，(a＋b)型チタン合金で，原子充填率の高い

Mo 系合金，TiTa 系合金，TiCr 系合金，TiFe 系合金，

稠密六方晶(HCP: Hexagonal close packed)構造の a 相を多TiMn 系合金および TiZr b 安定化元素系合金に大別され量に含有しており，かつ生体為害性の指摘のある Al およびよう． Ti Fe 系合金や Ti Mn 系合金は Fe や Mn を多く含

V を構成元素としている．そこで，生体為害性の指摘の無有しており，低コスト生体用低弾性率 b 型チタン合金であい 構 成 元 素 か ら な る 原 子 充 填 率 の 低 い 体 心 立 方 晶 ( BCC:

る．生体用低弾性率 b 型チタン合金の設計には，電子論にBody centered cubic)構造を有する生体用低弾性率 b 型チタ

基き開発された d 電子合金設計法が用いられる場合が多々ン合金の開発が 1990 年代中期辺りから始まった．表(19) にある．図(20)に主な a, (a＋b)および b 型生体用チタン合金

これまでに開発された生体用低弾性率 b 型チタン合金を示のヤング率を示す．b 型生体用チタン合金のヤング率が a おす．これらの中で， Ti 13Nb 13Zr 合金， Ti 12Mo 6Zr 

よび( a ＋ b )型生体用チタン合金の場合に比べて，かなり低

2Fe 合金，Ti15Mo 合金，Ti16Nb10Hf 合金，Ti15Mo

いことがわかる．特 に， TNZT や TNTZ のヤング 率は低

2.8Nb
0.2Si
0.26O 合金，Ti
35Nb
7Zr
5Ta 合金(TNZT)，

く，約 55～60 GPa となっている．

Ti 29Nb 13Ta 4.6Zr 合金( TNTZ ) , Ti Mo Sn 合金， Ti 
40Ta 合金，Ti50Ta 合金等は，生体用低弾性率 b 型チタン

形状記憶・超弾性 b 型生体用チタン合金

合金開発の初期に登場している．なお，Ti13Nb13Zr 合金

形状記憶合金である TiNi 合金が生体用として注目されては， Near b 型チタン合金である．これまでに開発された生いるが，その構成元素である Ni のアレルギー感作率が高い

体用低弾性率 b 型チタン合金は，概略 Ti Nb 系合金， Ti 

ことが指摘されたため，生体用低弾性率 b 型チタン合金の

ミ ニ 特 集

図 13

代表的な生体用 a 型，( a ＋ b )型および b 型チタ
ン合金のヤング率の比較．

代表的な生体用 Ni フリー形状記憶・超弾性 b 型
チタン合金．

表4
合金系

生体用形状記憶・超弾性 b 型チタン合金

TiNb 系 TiNb, TiNbO, TiNbSn, TiNbAl, Ti22Nb
(0.52.0)O(at), TiNbZr, TiNbZrTa, TiNb
ZrTaO, TiNbTaZrN, TiNbMo, Ti22Nb6Ta(at), TiNbAu, TiNbPt, TiNbTa, TiNbPd
TiMo系 TiMoGa, TiMoGe, TiMoSn, TiMoAg, Ti
5Mo(25)Ag(mol), Ti5Mo(13)Sn(mol), Ti

図 14

TNTZ の引張り強さ( sB )，伸び( El )あるいは弾性率(E )と冷間スウェージング加工率との関係．

b 型チタン合金は，ヤング率可変型低弾性率 b 型チタン合金
あるいはヤング率自己調整型低弾性率 b 型チタン合金と呼ばれる．これらには，Ti12Cr 合金(22)，Ti17Mo 合金(23)，
TNTZ 16Ti 4Cr 合 金(24) ， Ti 30Zr 7Mo 合 金(25) や Ti 
30Zr3Mo3Cr 合金(26)がある．


低弾性率を維持したままでの高強度化

b 型生体用チタン合金のヤング率は，通常，溶体化ままのTiTa系

ScMo
Ti50Ta(mass), Ti50Ta4Sn(mass), Ti50Ta

b 単相状態で最も小さくなる．一方，強度は，最も低くなる

その他

10Zr(mass)Ti7Cr(1.5, 3.0, 4.5)Al(mass)度化が望まれる．

傾向を示す．したがって，低弾性率を維持したままでの高強静的強度(引張り強度)は，圧延，スウェージングや鍛造等の汎用加工プロセスによる冷間強加工や HPT 等の強歪加工より，溶体化ままでのヤング率を維持したままで大きく上昇

開発とほぼ同時期から，生体用 Ni フリー形状記憶・超弾性させることが可能である(19)．例えば，図(27)に示すように

b 型合金の開発が始まっている．代表的な生体用 Ni フリー

冷間スウェージングによる強加工で溶体化ままでのヤング率

形状記憶・超弾性 b 型チタン合金を表(21)に示す．これらを維持したままで，引張り強さを 800 MPa 以上に改善できは，概略 TiNb 系合金，TiMo 系合金および TiTa 系合金

る．なお，その場合に伸びも良好な値となっている．

に分類出来よう．


ヤング率可変型低弾性率 b 型チタン合金

一方，動的強度(疲労強度)の改善は，冷間強加工で達成されず，時効処理による a 相や v 相の析出や TiB2 や Y2O3 等のセラミックス粒子の分散が必要である．ただし，ヤング率

2010 年代に入ると脊柱固定器具ロッド用に特化した低弾が上昇するので，上記析出相や分散粒子の量を制御する必要性 率 ヤン グ率 可 変型 b 型 チ タン 合金 の 開発 が 始ま って いがある(19) ．図(28) は，低弾性 b 型生体用 TNTZ 合金のヤる．脊柱固定器具ロッドによる脊柱固定術では，狭い体内空

ング率を上昇させるが強度を著しく上昇させる viso 相が析

間にてロッドを脊柱形状に応じた曲げ形状を維持することが出する温度にて時効(低温時効)した場合の時効時間とヤング要求される．曲げ形状維持には，ヤング率が高い方がより有率との関係を示している．さらに，図(28) は，種々の生体利と考えられる．一方，上述したように，患者側には，骨吸用低弾性率 b 型チタン合金の平均的なヤング率である 80

収等を抑制するために低弾性率が要求される．したがって，GPa 以下を示す時効時間である 3.6 および 10.8 ks の場合の患者および整形外科医両者の要求を満たすためには，ロッド

疲労強度を各々示している．図 16 には，溶体化ままおよびの曲げ部分のみが高ヤング率となり，ロッド全体では低ヤン

冷間強加工状態の同合金の疲労限が併記されている． 10.8

グ率となれば良いと考えられる．このようなコンセプトか

ks の短時間時効で疲労強度が大きく上昇していることがわら，ロッドの曲げ部分でヤング率の高い第 2 相が曲げ応力

かる．

により誘起されるような合金組成の低弾性率 b 型チタン合金が開発されるようになっている(22) ．このような低弾性率

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan一般構造用 b 型チタン合金では，強靭化に関する研究がBoyer, G. Welsch and E. W. Collings, ASM International,
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1990 年初期以降，特にバブル経済の時期が終焉した当たり★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

からほとんど行われていない状態が続いている．b 型チタン

1978 年 3 月

図 15

TNTZ のヤング率と低温時効時間との関係．STおよび CR は，それぞれ体化処理および冷間強圧延を施した場合の TNTZ のヤング率を示す．

図16

低温にて 3.6 ks(AT3.6)および 10.8 ks(AT10.8)
時効処理を施した TNTZ の疲労強度． CR および ST は，それぞれ冷間強圧延および溶体化処理を施した TNTZ の疲労限を示している．

.

お わ

り

に

合金では，本文で述べたように 2500 MPa くらいまでの引張り強さが期待出来る．合金設計，加工熱処理によるミクロ
組織制御等を駆使した b 型チタン合金のさらなる強靭化の研究開発が望まれる．
生体用低弾性率 b 型チタン合金では，さらなるヤング率の低減，生体機能化，高疲労強度化等が望まれるとともに，新奇な生体機能性および力学的機能性の付与に関する研究開発が望まれる．

文献( 1 ) T. W. Duerig and J. C. Williams: Beta titanium alloys in the
1980's, eds. R. R. Boyer and H. W. Rosenberg, MetallurgicalSoc. AIME, Warrendale, PA, USA, (1984), 1967.
( 2 ) 新家光雄日本金属学会報，27(1988), 631636.
( 3 ) Materials properties hand book: Titanium alloys, eds. R.

名古屋大学大学院工学研究科博士課程
後期満了(工学博士，博士(歯学))1979 年 4 月2005 年 9 月 豊橋技術科学大学教務職員，助手，教授
2005年10月2016年 3 月 東北大学金属材料研究所生体材料学研究部門教授
2008年 4 月2009年11月 東北大学総長特任補佐
2009年11月2013年 3 月 学際科学高等研究センター長
新家光雄
2009年11月2014年 3 月 東北大学金属材料研究所所長
2016年 4 月現在 東北大学名誉教授，東北大学金属材料研究所客員教授，大阪大学特任教授，名城大学特任教授，名古屋大学未来材料
システム研究所客員教授
2018年 4 月現在 関西大学客員教授
その間，カーネギー・メロン大学客員助教授，デイトン大学客員教授，米国
国防総省ライトパターソン材料研究所外国人研究員，中国東北大学客員教授，天津大学名誉教授，寧波研究所客員教授，上海理工大学客員教授，中南大学客員教授，東北大学(中国)名誉教授．
専門分野生体材料学，構造機能材料◎チタン合金を主体とする金属系生体材料の設計・製造，生物学的および力
学的生体適合性評価，組織制御による高機能化等，貴金属歯科用合金の設計，製造・加工プロセス等，および航空機用チタン合金の組織制御と力学的機能性評価等に関する研究・開発に従事．

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ミ ニ 特 集