"質量で、3.5以上6.5未満のAl、0.6以上3.1未満のFeを含有し、且つ、4.0未満のCr、7.0未満のV、5.0未満のMoの内、1種類以上の元素をMo当量=[Mo]2.9×[Fe]0.67×[V]1.1×[Ni]1.6×[Cr]1.6×[Mn]0.28×[Nb]-[Al]からなる式において、Mo当量が2.0以上8.0未満となるように含有し、且つ、不純物としてSiが0.1未満、Cが0.01未満に抑制され、残部Ti及び不可避的不純物からなるαβ型チタン合金であって、ミクロ組織のβ相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であり、当該Mo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率が55以上、99未満であり、ヤング率が75GPa未満であることを特徴とするαβ型チタン合金。前記Feの一部を、0.25未満のMn、0.15未満のNiの1種類以上に代替したことを特徴とする、請求項1に記載のαβ型チタン合金。溶体化処理後に冷間加工を施されてなることを特徴とする請求項1及び2の何れか1項に記載のαβ型チタン合金。β変態点-100°Cを超えβ変態点未満の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施した後、冷間加工を施すことを特徴とする、請求項1~3の何れか1項に記載のαβ型チタン合金の製造方法。β型チタン合金に代表される低ヤング率を有するTi-15V-3Cr-3Sn-3Al、Ti-22V-4Al、Ti-15Mo-5Zr-3Al、Ti-10V-2Fe-3Al、Ti-15Mo-3Al特許文献1参照は、いずれもVに代表されるVa族やMoといった比較的高価な添加元素を10以上も含有しており、そのため、価格や密度が高めな傾向がある。また、Moの添加量を比較的低減した準安定β型チタン合金であるTi-1.5Al-4.5Fe-6.8Mo特許文献2参照では、Mo当量が16以上と高く、β相が非常に安定である。一般に、低ヤング率は不安定なβ相もしくはαマルテンサイト相において発現することが知られており、本合金のヤング率は一般的なβ型チタン合金と同等であると考えられる。また、10~35質量Zrと8~14質量Crを含有したもの特許文献3参照、13~28原子Nb、0.1~10原子Snを含有したもの特許文献4参照、30~60質量のVa族バナジウム族を含有したもの特許文献5参照は、何れも低ヤング率を得られる。しかしながら、Vに代表されるVa族やMoといった比較的高価な添加元素を10以上も含有しており、且つ密度が高い元素を多量に含有しているためチタン合金そのものの密度が高くなっている。即ち、重量密度が高くなるために、チタン合金の本来の軽量性の利点が失われる懸念がある。また、0.3~3質量のO、NまたはCの一種以上を含有し、且つ、1.8以下のAlを含み、Mo当量=Mo0.67×V0.44×W0.28×Nb0.22×Ta2.9×Fe1.6×Cr1.1×Ni1.4×Co0.77×Cu-AlからなるMo当量が3以上11以下含有したもの特許文献6参照は、侵入型元素であるO、NまたはCを0.3以上も含んでいることから、加工性の低下が懸念される。また、α安定化元素であるOは同じα安定化元素であるAlに比べ凝固偏析しやすいため、大型インゴットを製造時に、材質のバラツキが懸念される。一方、αβ型チタン合金ではV、Mo、Nbの添加量が少なく、これらは、合金組成から推測するとβ型チタン合金よりは廉価であると考えられる。4.4~5.5質量Al、1.4~2.1質量Fe、1.5~4.5質量Moを含有し、不純物としてSiが0.1未満、Cが0.01未満に抑制された高強度αβ型チタン合金では、850°C以上940°C以下の温度から水冷するものは特許文献7参照、ヤング率が75GPa以上100GPa未満と、αβ型チタン合金としては低ヤング率が得られる。しかしながら、これは一般的なβ型チタン合金とほぼ同程度である。そこで本発明は、比較的安価な合金組成からなるαβ型チタン合金を用いて、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、75GPa未満のヤング率、さらに好ましくは70GPa未満のヤング率を有するαβ型チタン合金部材及びその製造方法を提供することを目的とする。上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下の通りである。1質量で、3.5以上6.5未満のAl、0.6以上3.1未満のFeを含有し、且つ、4.0未満のCr、7.0未満のV、5.0未満のMoの内、1種類以上の元素をMo当量=[Mo]2.9×[Fe]0.67×[V]1.1×[Ni]1.6×[Cr]1.6×[Mn]0.28×[Nb]-[Al]からなる式において、Mo当量が2.0以上8.0未満となるように含有し、且つ、不純物としてSiが0.1未満、Cが0.01未満に抑制され、残部Ti及び不可避的不純物からなるαβ型チタン合金であって、ミクロ組織のβ相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であり、当該Mo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率が55以上、99未満であり、ヤング率が75GPa未満であることを特徴とするαβ型チタン合金。2更に、前記Feの一部を、0.25未満のMn、0.15未満のNiを1種類以上に代替したことを特徴とする、上記1に記載のαβ型チタン合金。3溶体化処理後に冷間加工を施されてなることを特徴とする上記1ないし2の何れか1項に記載のαβ型チタン合金。4β変態点-100°Cを超えβ変態点未満の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施した後、冷間加工を施すことを特徴とする、上記1~3の何れか1項に記載のαβ型チタン合金の製造方法。本発明によって、比較的安価な合金組成からなるαβ型チタン合金を用いて、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、75GPa未満のヤング率を有するαβ型チタン合金部材を提供できるため、産業上の効果は計り知れない。本発明者らは、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、75GPa未満のヤング率を有するαβ型チタン合金部材とその製造方法について、鋭意研究を重ねた。その結果、β型チタン合金に比べ高価な添加元素を少なくすることが出来るαβ型チタン合金において、各元素の含有量をある所定内とし、かつ、溶体化熱処理により得られるβ相もしくはマルテンサイト相内の合金元素量やミクロ組織を所定内に制御することにより低いヤング率を得られることを見出した。以下に、本発明について詳しく説明する。は、特に断らない限り質量を意味する。本発明の材料指標について説明する。チタン合金において、αβ型チタン合金は低ヤング率を発現するβ型チタン合金に比べ、ヤング率は高くなる。その一方で、β相を安定化させるβ共析型β安定化元素であるFe、Ni、Cr、Mn、全率固溶型β安定化元素であるV、Mo等の置換型固溶元素の添加量を低減できるため、β型チタン合金に比べ安価に製造することができる。そこで本発明では、β型チタン合金に比べ比較的安価に製造可能なαβ型チタン合金において、ヤング率をβ型低ヤング率チタン合金に匹敵する75GPa未満とした。さらに好ましくは、70GPa未満を指標とした。[Alの添加量]Alはα安定化元素であり、固溶強化によって強度を高める作用がある。さらに、Alはβ相内のω相の生成を抑制することによりヤング率の上昇を抑制することから3.5以上とした。しかしながら、添加量を多くすると、β安定化元素の添加量を多くする必要があること、さらに、高温、室温での延性低下を避けるため、上限を6.5未満とした。[Feの含有量]Feは比較的安価なβ安定化元素であり、さらに固溶強化により強度を高める作用がある。比較的高価なβ安定化元素の添加量を低減し、コスト上昇を抑制するため下限を0.6とした。しかしながら、添加量が多くなり過ぎると、凝固時に偏析しやすいため数百kg以上の大型インゴットでは偏析が顕著になることから、上限を3.1とした。[Cr,V,Moの含有量]ヤング率を低くするためには、ヤング率の低い不安定なβ相やマルテンサイト相を室温でより多く残存させる必要がある。上述したようにFeのみでβ相やマルテンサイト相を室温で安定させようとすると、Feの添加量が必要以上に多くなり、偏析の問題がある。Cr、V、Moは上記のようにβ安定化元素であり、添加することによりFeと同様、β相を室温まで多量に残存させることができる。そこで、本発明ではこれらの元素を一種類以上含有することとした。Crは比較的β安定化能が高い元素であり、添加量をより少なくすることができる。さらに強度の上昇と加工性向上の両方の効果も有する。しかしながら、Crは凝固時に偏析しやすいため、添加の上限を4.0とした。これに対しVは偏析を生じににくく、製造しやすい特徴を有する。しかしながら、Vは原料として高価であるため添加量を多くするとコストが高くなるという問題があるため、上限を7.0とした。また、MoもFeと同様にβ安定化元素であり、β相を室温で安定させる効果があり、且つ、Moは凝固時にFeと逆偏析を示すため、溶解時に材料を均質化しやすくなる。しかし、Moは比較的高価な元素であるため、添加量が多くなるとコストが高くなってしまう。さらに、Moを多量に添加すると凝固時の偏析が顕著となることから、上限を5.0とした。[添加元素の総含有量]ヤング率を低くするためには、上述したようにヤング率の低い不安定なβ相もしくはマルテンサイト相を室温で多く残存させる必要がある。一般にチタンでは室温でのβ相の安定化指標として下記式に記載されるMo当量が用いられる。上記の不安定なβ相やマルテンサイト相を室温で多く残存させるためには、Mo当量を2.0以上にする必要があることから、これを下限とした。一方、Mo当量が8.0以上となると、β変態点以上、つまりβ単相から冷却を施してもβ相が室温まで残留するほど安定化してしまうため、後述するαβ二相域での熱処理ではβ相がさらに安定となってしまい、低ヤング率を発現しなくなることから8未満を上限とした。また、チタン合金に含まれるMo当量が3.5~8.0であるとともに、後述するように、冷間加工前の溶体化熱処理温度が本発明の好適範囲であるとき、チタン合金のミクロ組織のβ相もしくはマルテンサイト相内のMo当量が3.85以上、10.00未満となることが分かった。Mo当量=[Mo]2.9×[Fe]0.67×[V]1.1×[Ni]1.6×[Cr]1.6×[Mn]0.28×[Nb]-[Al][SiとCの含有量]不純物元素として、SiとCは多量に含有すると、室温延性、冷間加工性、熱間加工性を低下させてしまう場合があり、Siは0.1未満、Cは0.01未満であれば、問題ないレベルであることを見出し、各々の上限とした。なお、Si、Cは不可避的不純物として含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限値は、通常、Siで0.005以上、Cで0.0005以上である。[Ni,Mnの含有量]本発明においては必要に応じて、Feの一部を、0.15未満のNi、0.25未満のMnの1種または2種で代替する。これは、Feの一部をFeと同様の働きをする安価な元素で置換するものである。ここで、Ni、Mnの添加量の上限をそれぞれ、0.15未満、0.25未満としたのは、これらの元素は、上記上限を超えて添加すると、平衡相である金属間化合物Ti2Ni、TiMnが生成し、疲労強度、および室温延性が劣化するからである。なお、Ni、Mn、Feの総量は、0.6以上、3.1未満とする必要がある。これは、0.6未満であると、後述する冷間加工後のミクロ組織を得るためには、同じβ安定化元素である上述のCr,V,Moの添加量を多くする必要がありコスト上昇を招くこと、3.1以上とすると、大型インゴット製造時の偏析が顕著となるためである。[不可避的不純物]代表的な不純物として、O,N,Hが上げられる。JISH4600の60種Ti-6Al-4V同様に、各々、Oは0.2以下、Nが0.05以下、Hは0.015を上限とすることが好ましい。さらに、室温延性や冷間加工性をよりよくするために、Oは0.15以下、Nは0.02以下、Hは0.01以下とすることがより好ましい。[ミクロ組織]チタン合金においてヤング率はその組織に大きく影響を受け、β相やマルテンサイト相の面積率等ミクロ組織によって大きく変化する。例えば、特許文献7に記載されているように本特許成分内であっても750°Cで1時間の焼鈍した場合には、β相やマルテンサイト相の面積率が約20となりヤング率は約115GPaと通常のαβ型チタン合金と変わらない値となる。低ヤング率を得るには、上記のMo当量が3.85以上10.00以下であるβ相、そのようなβ相から溶体化処理後の水冷や加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相、或いは、熱弾性マルテンサイト的な性質を有する双晶界面が必要となることが分かった。ミクロ組織において、上記Mo当量範囲内となるβ相もしくはマルテンサイト相の合計の面積率が55以上であれば、最終製品のチタン合金として75GPa未満の低ヤング率が得られることから、面積率55を下限とした。一方で、β相もしくはマルテンサイト相単相にすると、熱処理時にβ相が非常に粗大化してしまい、疲労特性や延性を著しく低下させることから、上限を99とした。なお、上記範囲のMo当量であるβ相やマルテンサイト相以外の結晶としては、上記範囲のMo当量から外れるβ相やマルテンサイト相、α相及び不可避的不純物相が観察される。不可避的不純物相とは、例えば微細なω相などが挙げられる。[ミクロ組織の測定方法]チタン合金中のβ相もしくはマルテンサイト相の測定方法について説明する。β相もしくはマルテンサイト相は、断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液でエッチングした光学顕微鏡写真で容易に判別でき、更には約500~550°Cで4時間程度熱処理デコレーション熱処理を施した後に観察すると、より鮮明に識別できる。図1に光学顕微鏡観察写真の例を示す。図1aは、本発明の請求項1の例として930°Cから水冷した試料に10の冷間加工を施したもの、bはβ相ないしマルテンサイトをより識別しやすくするためにaの試料を550°C4時間のデコレーション熱処理したものである。なお、図1ではエッチングに硝酸濃度が約12、フッ酸濃度が約1.5の硝フッ酸水溶液を用いている。図1aにて実線矢印で示した粒径約5μmの黒くなっている延伸した結晶粒が加工により延伸したβ相である。さらに、針状に観察される結晶粒がマルテンサイト相である。また、図1bに示すようにデコレーション熱処理を施すと、β相ないしマルテンサイト相内に微細なα相が析出し、熱処理前にβ相ないしマルテンサイト相であった場所が黒くなり、より鮮明に区別することが出来る。これらの写真から画像解析装置を用いて、観察測定視野におけるβ相ないしマルテンサイト相が占有する総面積率を計測し、その値をβ相ないしマルテンサイト相の合計の面積率とした。[β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の測定方法]β相もしくはマルテンサイト相とα相は、それぞれ濃化しやすい元素が異なることから、光学顕微鏡やSEMの観察で容易に判別することが出来る。そのため、組織観察によりβ相もしくはマルテンサイト相と判別された結晶粒をEDXEnergyDispersiveXraySpectrometory分析することによりβ相もしくはマルテンサイト相の含有元素量を容易に測定可能である。また、EPMAElectronProbeMicroAnalyzerを用いれば、より広範囲におけるβ相もしくはマルテンサイト相の含有元素量を測定することが出来る。β相もしくはマルテンサイト相においては、その成分は、ばらつきの範囲内でほぼ一定であるため、10点での合金成分を測定してその平均値をβ相もしくはマルテンサイト相における平均Mo当量とした。更に、Mo当量は、前記のように、以下の式で表される。[Mo]2.9×[Fe]0.67×[V]1.1×[Ni]1.6×[Cr]1.6×[Mn]0.28×[Nb]-[Al]各々の組成の、α相、β相及びマルテンサイト相への分配係数は異なる。また、Alにおいては、Mo当量に対しては、負で寄与している。即ち、各成分の分配によっては、負のMo当量もありえる。例えば、Alが分配しやすいα相においては、負のMo当量を持つ場合がある。そのような場合も含めて、合金全体に含まれるMo当量は、一定に保たれるのである。[β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率の測定方法]上記[β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の測定方法]で測定したβ相もしくはマルテンサイト相における平均Mo当量が3.85以上10.00未満である場合、β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率は、前記[ミクロ組織の測定方法]で測定したβ相ないしマルテンサイト相の合計の面積率の値とする。一方、上記[β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の測定方法]で測定したβ相もしくはマルテンサイト相における平均Mo当量が3.85未満又は10.00以上である場合、β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率は、ゼロとする。[β相もしくはマルテンサイト相内の合金元素]上述のとおり、チタン合金において、低ヤング率発現にはβ相もしくはマルテンサイト相に含まれる合金成分が大きく影響する。すなわちMo当量が3.85以上、10.00未満であり、当該Mo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率が55以上であることが必要とされる。ここではその理由について説明する。低ヤング率を実現するためのβ相、マルテンサイト相、及び双晶界面は、溶体化処理及びそれに引き続いて施される冷間加工によって導入することができる。しかしながら、β相やマルテンサイト相が多量に存在しても、上記Mo当量内にないβ相ないしマルテンサイト相であった場合、冷間加工を施しても、低ヤング率を得るために必要な、これらの組織が導入されず、75GPa未満の低ヤング率を得ることは出来ない。また、低ヤング率を得るためには、さらに、β相もしくはマルテンサイト相を室温で不安定な状態にする必要があることが一般的に知られている。β相もしくはマルテンサイト相の室温における安定度は相内に含まれる元素、特にβ安定化元素の含有量により決まる。β安定化元素の量が少なくなるとマルテンサイト相が、多くなり過ぎるとβ相が安定になってしまい、後述する本発明の溶体化熱処理範囲や、冷間での加工を施しても低ヤング率が得られない。本発明ではβ相もしくはマルテンサイト相内の合金元素量を、前述のとおりMo当量において特定の範囲内に調整することで低ヤング率が得られることを見出した。また、このようなβ相が冷間加工によってマルテンサイト相に加工誘起変態しても、含有されるMo当量は変化しないことを確認した。即ち、冷間加工の前後で、β相もしくはマルテンサイト相に含有されるMo当量は変化しない。従って、最終製品のβ相もしくはマルテンサイト相に含有されるMo当量が3.85以上、10.00未満であれば、冷間加工前のβ相もしくはマルテンサイト相に含有されるMo当量が3.85以上、10.00未満であることになるから、その後の冷間加工によって低ヤング率を実現することができるのである。また上述のとおり、本発明のαβ型チタン合金は溶体化処理後に冷間加工を施されてなる。[β相もしくはマルテンサイト相のMo当量の指標]αβ型チタン合金では、αβの2相高温域から水冷以上の速度で冷却することによりβ相を残留させる、もしくはαマルテンサイト相やα’マルテンサイト相を生成することができる。しかしながら、上述の結晶内のMo当量が低くなるとマルテンサイト相が安定化してしまい低ヤング率が得られない。マルテンサイト相を安定にしないためにはMo当量の下限を3.85以上とする必要があることから、前述のとおりこれを下限とした。好ましくは、4.00以上である。一方、β相内のMo当量を10.00以上にすると、β相が安定に成り過ぎてしまいヤング率が上昇することから、本発明では前述のとおり10.00を上限とした。β相を不安定にすることで低ヤング率が得られることから、好ましくは9.00未満である。また、本発明になるチタン合金に含まれるMo当量が、前述のように3.5~8.0であるとき、本発明になる製造方法を適用して製造すれば、本発明になるチタン合金のミクロ組織のβ相もしくはマルテンサイト相内のMo当量が3.85以上、10.00未満となることが分かった。[チタン合金の製造方法][溶体化熱処理:温度]本発明のチタン合金は、上記チタン合金の組成を含有した上で、溶体化熱処理工程において、β変態点-100°C以上、β変態点未満の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することとした。本発明では、上記のようにβ相もしくはマルテンサイト相内の含有元素量およびその範囲内にあるそれらの相の面積率を規定している。本発明合金においてβ変態点-100°C未満の温度で熱処理すると、第1に本成分範囲内ではβ相内のMo当量が10.00以上となってしまい、第2にβ相もしくはマルテンサイト相の面積率が55未満となる。前記第1の結果により、本発明のMo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率はゼロになる。これら第1、第2の事象の結果として、例え後述の冷間加工を施してもヤング率が75GPa以上となり高くなることから、溶体化熱処理温度の下限をβ変態点-100°C以上とした。好ましくは、β変態点-80°C以上である。一方、β変態点を超える温度で熱処理を行うと、第1に上述したように金属組織が粗大化して疲労特性と延性を悪化させることがあり、第2にβ相内のMo当量が3.85未満となる場合があり、第3にβ相もしくはマルテンサイト相の面積率が90以上となる。前記第2の結果により、本発明のMo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率はゼロになる場合がある。さらに、前記Mo当量が本発明範囲内にあるβ相もしくはマルテンサイト相ができたとしても、それらのうちの1相あるいは2相の合計の面積率が99をこえてしまう懸念がある。そのため、本発明では熱処理温度の上限をβ変態点未満とした。なお、熱処理時間は、被熱処理材の均熱が保たれればよく、被熱処理材の形状や炉の熱容量によっては1分程度の短時間でも構わない。また、以上を総合すると、チタン合金中の含有成分が本発明範囲内であり、溶体化熱処理工程においてβ変態点-100°C以上、β変態点未満の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することにより、ミクロ組織のβ相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の平均Mo当量が3.85以上、10.00未満であり、当該Mo当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の1相ないし2相の合計の面積率が55以上、99未満であるαβ型チタン合金とすることができる。[溶体化熱処理:冷却速度]本発明では、上記温度で熱処理後、冷却速度は水冷以上としている。冷却速度が空冷となると冷却中にβ相粒内に微細なα相が析出するなどし、β相ないしマルテンサイト相の面積率は大きく減少する。また、β安定化元素がβ相へ拡散するため、β相内のMo当量が上昇する。さらにβ相の面積率が低くなるため、ヤング率は非常に高くなる。一方、水冷以上の冷却速で冷却すると、β相やマルテンサイト相内粒内にα相が析出せず、不安定な残留β相もしくはマルテンサイト相を室温で多量に残存させることができ、75GPa未満のヤング率を得られることから、冷却速度を水冷以上とした。ここで行われる溶体化処理は、低ヤング率を発現させるため不安定なβ相を生成させ、さらに、引き続き行われる冷間加工によって加工誘起マルテンサイト相を生成させるため、もしくは、熱弾性マルテンサイト的な特徴を有する双晶界面等を導入させることが主な目的である。[冷間加工]本発明では、溶体化処理後に冷間加工を施すことにより、75GPa未満の低ヤング率を得られることを特徴としている。これは、上述のように、不安定なβ相の加工誘起マルテンサイト変態やβ相もしくはマルテンサイト相内に熱弾性マルテンサイト的な特徴を有する双晶界面が導入されることにより、ヤング率が低くなるためである。本発明の合金成分においても、上述のβ相もしくはマルテンサイト相内のMo当量を本発明の範囲内にすることで、溶体化処理後の冷間加工により、75GPa未満のヤング率を得ることが出来る。さらに好ましくは70GPa未満のヤング率である。なお、冷間加工については、例えば、伸線加工において0.5以上の加工率伸線加工の場合は加工前後の断面積の差を加工前の面積で割った割合の冷間加工が施されるだけでも、ヤング率の低下に寄与するものである。即ち、溶体化処理後の本試料のヤング率と、更に冷間加工を施したもののヤング率を比較すると後者の方が5GPa~20GPa低下することを確認した。このように、不安定β相を冷間加工によってマルテンサイト相に変態させることでヤング率を低くすることが本発明の技術的特徴の一つである。例えば、特許文献3においては、Zr,Crを含有したチタン合金を溶体化処理して、低弾性率、即ち低ヤング率を得ているが、その後に冷間加工を施すことによって弾性率、即ちヤング率は保ったまま強度を高くする技術が開示されている。これは、Crを多量に含んでいるため、β相が安定になっており、冷間加工を施しても低ヤング率を示さなかったと推定できる。上記冷間加工としては、伸線加工以外にも、例えば、スウェージング加工、引抜加工、押出加工、圧延加工、プレス、曲げ、転造などを例示することができる。表1に示す成分のチタン合金を真空アーク溶解VAR:VacuumArcRemelting法によりチタン合金インゴットを作製し、これらを熱間鍛造および熱間圧延により製造した丸棒を素材とした。表1に記載の成分を有し、熱間鍛造および熱間圧延した丸棒を本発明範囲の温度で1時間加熱して溶体化処理した後水冷した。水冷前の加熱温度が、表1に記載のTββ変態点-100°Cを超えβ変態点未満の温度であれば本発明範囲内である。熱処理後の冷間加工については、丸棒を約3~20の加工率で伸線を施した。冷間加工前のβ相ないしマルテンサイト相内のMo当量、冷間加工後の、β相ないしマルテンサイト相内のMo当量、β相とマルテンサイト相の合計面積率、本発明Mo当量範囲にあるβ相とマルテンサイト相の合計の面積率及び冷間加工後のヤング率を表2に示す。尚、β相ないしマルテンサイト相内のMo当量は冷間加工の前後で不変であった。以下に、各々の測定条件と試験条件を説明する。β相ないしマルテンサイト相の面積率については、冷間加工前後の試験片の断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液硝酸濃度が約12、フッ酸濃度が約1.5を用いて室温でエッチングした後に観察し、画像解析により測定した。ヤング率はASTME8Mサブサイズ平行部の直径6.25mm、長さ25mm用いて、歪ゲージを張り付けて測定したデータを用いて測定した。なお、ヤング率は耐力の半分までの応力までを直線近似し測定した。表2のNo.A-1~A-12は、本発明合金成分系からなり、熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内である。一方、表2のNo.A-13および14は熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内であるが、成分系が異なっている。表1および表2において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。表1、2より、請求項1に記載の合金成分範囲である実施例のNo.A-1~A-10は、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量が本発明範囲内にあり、且つ、β相とマルテンサイト相の合計面積率が55以上となっている。そのため、冷間加工後のヤング率も75GPa未満と十分に低い値を示している。また、表1、2より、請求項2に記載の合金成分範囲である実施例No.A-11~A-12は、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量が本発明範囲内にあり、且つ、β相とマルテンサイト相の合計面積率が55以上となっている。そのため、冷間加工後のヤング率も75GPa未満と十分に低い値を示している。一方で、表1、2より、比較例のNo.A-13はCr,V及びMoがいずれも添加されていない。そのため、本発明範囲内の温度で熱処理後、水冷すると、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量は本発明範囲内となっても、β相とマルテンサイト相の合計面積率が49と小さくなり、冷間加工後のヤング率も80GPaと高い。また、表1、2より、比較例のNo.A-14はAlの添加元素量が本発明範囲から外れている。そのため、本発明範囲内の温度で熱処理、水冷すると、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量及び合計の面積率が本発明範囲内となっても、ヤング率も約90GPaと高い。また、表3に、本発明の合金成分である表1のNo.1およびNo.5を用いて、種々の温度から水冷した後、冷間加工として約3~20の加工率で伸線を施した場合を示す。水冷前の加熱温度が、表1に記載のTββ変態点-100°Cを超えβ変態点未満の温度であれば本発明範囲内である。表3のNo.A-16~18は表1のNo.1の合金成分であり、熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内である。一方、表3のNo.A-15およびA-19は同じく表1のNo.1の合金成分であるが、熱処理温度がそれぞれ800°Cおよび1000°Cとなって本発明範囲から外れている。また、表3のNo.A-21およびA-22は表1のNo.5の合金成分であり、熱処理温度、冷却速度ともの本発明範囲内である。一方、表3のA-20は表1のNo.5の合金成分であるが、熱処理温度が800°Cと低くなっている。なお、表3において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。表3より、β変態点-100°C以上、β変態点未満の温度で熱処理後、水冷している実施例のNo.A-16~A-18、A-21および22は、β相ないしマルテンサイト相内のMo当量が本発明の範囲内にあり、且つ、当該Mo当量範囲にあるβ相とマルテンサイト相の合計の面積率が55以上となっており、冷間加工後のヤング率はいずれも75GPa未満と十分に低い値を示している。一方で、表3の比較例のNo.A-15およびA-20は、熱処理温度が800°Cと低く、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量は10.00以上と高い。また、本発明Mo当量範囲にあるβ相とマルテンサイト相の合計の面積率はゼロであり、冷間加工後のヤング率が90GPa以上と高い。また、表3の比較例のNo.A-19は熱処理温度がβ変態点以上である1000°Cと非常に高くなっておいる。そのため、β相もしくはマルテンサイト相内のMo当量が3.84と低く、また本発明Mo当量範囲にあるβ相とマルテンサイト相の合計の面積率はゼロであり、また、冷間加工後のヤング率も93GPaと非常に高い。"