"耐熱チタン合金であって、Alを5から10mass,Sn、Zrのうちの1種以上を0.1から10mass、Mo、Vのうちの1種以上を0.1から5mass、Scを0.01から5mass、及び、OをScとのモル比でSc:O=2:3の割合以下に含有し、残部がTiと不可避不純物からなることを特徴とする耐熱チタン合金。請求項1に記載の耐熱チタン合金であって、前記チタン合金のミクロ組織が、α相、α相が規則化したα2-Ti3Al化合物、β相、及び析出したSc2O3粒子で構成されることを特徴とする耐熱チタン合金。請求項2に記載のミクロ組織の、α相が規則化したα2-Ti3Al化合物、β相、Sc2O3粒子の体積率が、それぞれ、20以下、5以下、5以下で、残部がα相で構成されることを特徴とする耐熱チタン合金。請求項2に記載の耐熱チタン合金であって、前記合金内に析出するSc2O3粒子径が1μm以下であることを特徴とする耐熱チタン合金。請求項1に記載の耐熱チタン合金の製造方法であって、溶製した前記チタン合金のインゴットを、940から1040°Cの温度域で、0.5時間以上保持する溶体化処理を施した後、550から800°Cの間の温度域まで炉内で冷却し、更に、550から800°Cの間の温度域で2時間以上の焼きなまし熱処理を施し、前記焼きなまし後室温まで炉冷することを特徴とする耐熱チタン合金の製造方法。しかしながら、従来の耐熱チタン合金は、高温強度が低いという問題があった。そのため、高温で長時間使用することが難しかった。例えば、特許文献1に記載の発明は、それ以前のチタン合金より高温で優れた引張強度を示すが、760°Cで300MPa以下であった。特許文献2に記載の発明は、800°Cでの引張強度が350MPa以下であった。また、特許文献3に記載の発明は、700°Cにおける引張強度が50MPa以下であった。このように、従来の耐熱合金では、高温強度の点で使用温度限界に制限があり、これを克服するために、更なる高温での使用に対応できる高強度で室温延性の優れた耐熱チタン合金を提供することにある。本発明は、チタン合金中に微細な酸化物を分散させることにより、650から800°Cの温度範囲で従来材よりも高い強度を発現させたものである。本願発明は、上記の課題を解決するため、第1の発明では、Alを5から10mass、Sn、Zrのうちの1種以上を0.1から10mass、Mo、Vのうちの1種以上を0.1から5mass、Scを0.01から5mass、OをScとのモル比でSc:O=2:3の割合以下に含有し、残部がTiと不可避不純物からなることを特徴とする耐熱チタン合金を提供する。第2の発明では、第1の発明のチタン合金のミクロ組織が、α相、α相が規則化したα2-Ti3Al化合物、β相、及び析出したSc2O3粒子で構成されることを特徴とする耐熱チタン合金を提供する。第3の発明では、第2の発明のミクロ組織の、α相が規則化したα2-Ti3Al化合物、β相、Sc2O3粒子の体積率が、それぞれ、20以下、5以下、5以下で、残部がα相で構成されることを特徴とする耐熱チタン合金を提供する。第4の発明では、第2の発明の合金内に析出するSc2O3粒子径が1μm以下であることを特徴とする耐熱チタン合金を提供する。第5の発明では、第1の発明の耐熱チタン合金の製造方法であって、溶製した前記チタン合金のインゴットを、940から1040°Cの温度域で、0.5時間以上保持する溶体化処理を施した後、550から800°Cの間の温度域まで炉内で冷却し、更に、550から800°Cの間の温度域で2時間以上の焼きなまし熱処理を施し、前記焼きなまし後室温まで炉冷することを特徴とする耐熱チタン合金の製造方法を提供する。本発明のチタン合金は、Alを5から10mass、Sn、Zrのうちの1種以上を0.1から10mass、Mo、Vのうちの1種以上を0.1から5mass、Scを0.01から5mass、OをScとのモル比でSc:O=2:3の割合以下に含有し、残部がTiと不可避不純物から構成されるが、以下に各元素について説明する。Alはα-Ti相を安定化させ、α相の固溶強化のために5mass以上は必要である。Al量が増加すると脆性を有するTi3Alなどの化合物が析出する。化合物は強化に寄与するが析出量が20以上に増えると加工性が悪くなるため、10mass以下とした。Sn及びZrは、α相及びβ相を強化する効果があるため、高温強度を向上させるために有効な元素である。しかし、10mass以上添加すると、脆性を有する化合物が生成し、加工性が悪くなるため、Sn又はZrの1種あるいは2種の添加量を最大10massとした。また、0.01mass以下であると効果が見られない。Mo及びVは、β相安定化元素であり、加工性を向上させる。そのためMo又はVの1種あるいは2種の添加量を最大5massとした。また、0.01mass以下であると効果が見られない。Scは酸化物を生成することにより高温強度を向上させる。この効果を発現させるため、下限を0.01massとした。しかしScの量が5massを超えると生成する酸化物が粗大となり強化の効果が減少するため上限を5massとした。Oは、Tiに固溶すると硬さを増加し、加工性を低下するので、過度に固溶させるのは避ける。そのためモル比でScの添加量の3/2以下にすることが好ましい。本発明チタン合金の代表的な製造工程は次のとおりである。スポンジチタン、合金素材を原料として、通常のチタン合金に用いるアーク溶解、電子ビーム溶解、高周波溶解等の溶解法を用いて溶製する。溶製したインゴットを、β相領域である940から1040°Cで0.5時間以上保持する溶体化処理を行い、炉内冷却で550から800°Cの間に温度を下げ、更にその温度で2時間以上の焼きなましを行い、最後は室温まで炉冷する。溶体化温度は、溶解中に生成した不均一な組織を均質にするために、β相領域で行う必要がある。940°Cより低いとα相域となり均質化が不十分になるため、組織が不均一となり、また、1040°Cより高い温度では酸化により合金の特性が劣化するため望ましくない。溶体化時間は0.5時間より短いと均質化が不十分になり、組織が不均一となるため、0.5時間より長い方が望ましい。β相からα相に炉内冷却することにより、β相がα相に変態するが、この時、変態が完全でないために残留β相が生じる。更に、その後の焼きなまし処理により、Sc2O3が生成し、微細なα2-Ti3Al化合物が生成する。そのため550°Cより低いと、焼きなましが十分に行われないため、550°C以上が望ましく、また800°Cより温度が高いとα2-Ti3Al化合物が粗大化して高温強度を低下させるため、800°C以下が望ましい。焼きなまし処理の時間は、2時間より短いと不十分となるため、2時間以上が望ましい。上記製造法により、α相、α相が規則化したα2-Ti3Al化合物、β相、及びSc2O3で構成される合金が製造できる。ここでSc2O3は1μm以下のサイズであり、Sc2O3の体積率が5を超えると析出サイズが1μmを超えるため、体積率の上限は5以下とする。加工性を向上させるβ相は5を超えると高温強度が低下するため、上限は5以下である。α2-Ti3Alは高温強度を向上させるが、α2-Ti3Al化合物の体積率が20を超えると加工性が悪くなるため上限は20以下とする。好ましくは10以下である。α相は残りの量を占める。本発明は、固溶強化により優れた高温強度を有するα相をメインとし、Sc2O3とα2-Ti3Al化合物により更に強化し、加工性に優れたβ相を5以下導入することにより、室温延性と高温強度のバランスがよい耐熱チタン合金を提供できる。<実施例1>真空中で高純度元素をアーク溶解することにより作製したボタン状のTi-6.62Al-5.14Sn-1.82Zr-0~3.8Scmass合金30gを、大気雰囲気の電気炉内で1040°Cで2時間溶体化処理し、炉内で760°Cに温度を下げ、更にそのまま760°Cで5時間の焼きなましを行い、最後は室温まで炉冷した。熱処理後の合金より試験片を切り出し、高温強度は、引張試験試験片形状:直径4mm、平行部12mmのねじ式丸棒あるいは圧縮試験試験片形状:直径3mm、長さ6mmの円筒による降伏応力で評価した。図1はこの試料を室温では大気中で、650°C、750°Cの各温度では真空中でひずみ速度1.2×10-4m/sで引張試験したときの降伏応力をScの濃度に対して示したものである。どの試験温度でも得られた降伏応力はSc添加により向上している。また、室温における延性にはSc添加材、無添加材ともに大きな違いはなかった。高温での降伏強度は、例えば650°Cでは、400MPa以上であり、750°Cでは330MPa以上であり、特許文献1及び3の合金よりも高い強度を示した。図1に示す以外に、焼きなまし時間を長くすることによる影響についても調べた。通常、焼きなまし時間を長くすると組織が不安定となり粗大化することにより高温強度が低下するが、760°Cでの焼きなましを500時間行った試験片についても高温強度は低下せず、高温で使用しても組織が安定であることがわかった。<実施例2>真空中で高純度元素をアーク溶解することにより作製したTi-6Al-2Zr-1Mo-1V-0~3.8Scmass合金を1040°Cで2時間溶体化処理し、炉内で760°Cに温度を下げ、更にそのまま760°Cで2時間の焼きなましを行い、最後は室温まで炉冷した。図2はこの試料を、室温では大気中で、650°C、800°Cにおいては真空中でひずみ速度1.2×10-4m/sで圧縮試験したときの降伏応力0.2応力を示す。すべての温度域において、Sc添加材の降伏応力はSc無添加材の降伏応力よりも向上した。また、室温における圧縮試験後、いずれの試料にもクラックなどは観察されず、10以上変形したため、延性にはSc添加材、無添加材ともに大きな違いはなかった。Sc添加材は650°Cでは400MPa以上の降伏応力を示し、800°Cでは220MPa以上の降伏応力を示した。800°Cでの降伏応力は特許文献2の合金よりも劣るが、650°Cでの降伏応力は実施例1と同程度であり、酸化物による強化が有効であることを示す。図3はTi-6.62Al-5.14Sn-1.82Zr合金とTi-6.62Al-5.14Sn-1.82Zr-0.1Scmass合金のマクロ組織である。Sc添加材は結晶粒が100μm以下となり粒界に白いβ相が取り囲んでいる。微細な結晶粒と粒界上のβ相の存在が合金の室温での延性に起因する。図4はTi-6.62Al-5.14Sn-1.82Zr-0.1Scmassの微細組織である。1μm以下の微細な酸化物が多数生成している。この酸化物の存在が高温強度の向上に起因する。"