JP7129057B2

JP7129057B2 - Ｔｉ系合金の製造方法

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Publication number: JP7129057B2
Application number: JP2018068615A
Authority: JP
Inventors: 利光鉄井; 正三ツ橋; 雅浩佐藤; 悠嗣岡本
Original assignee: National Institute for Materials Science; Citizen Watch Co Ltd
Current assignee: National Institute for Materials Science; Citizen Watch Co Ltd
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2018-03-30
Publication date: 2022-09-01
Anticipated expiration: 2038-03-30
Also published as: JP2019178388A

Description

本発明は、時計外装部品に用いて好適な、高硬度で衝撃特性などの靱性に優れ、さらに皮膚アレルギーの生起性が著しく小さいＴｉ系合金の製造方法に関する。

近年、時計外装部品用の素材として、Ｔｉ系合金（チタン合金）が多く使用されている。Ｔｉ系合金は、従来から使用されているステンレス鋼に比べて大幅に軽く、海水等に対する耐食性が著しく良好である。また、Ｎｉ、Ｃｒなどの皮膚アレルギーを起こす可能性がある元素を、主要元素として含むステンレス鋼に比べ、Ｔｉ系合金は、これらの元素を除いて構成することが可能であり、この場合、皮膚アレルギーを起こす可能性を著しく下げることができる。

ただし、従来のＴｉ系合金は軟質であるため、傷つきの防止、および表面の鏡面研磨による審美性の向上のためには、表面の硬化処理が必須となる。しかしながら、この硬化処理によって表面粗度が悪くなり、表面状態はざらざらなグレー色となり、デザインが単一的で著しく高級感を損なうという問題がある。従って、表面処理が不要で素材そのものが硬く、鏡面研磨できるＴｉ系合金が求められている。具体的には、この硬さを示す単位であるビッカース硬さとして、ＨＶ５８０以上を有するＴｉ系合金が求められている。

Ｔｉ系合金の硬さを向上させるため、これまでに添加元素の組成を工夫した多くの提案がなされているが、いずれの提案を採用した場合においても十分な硬さが得られていない。特許文献１では、Ｔｉに対し、重量で０．５％以上のＦｅを含有する装飾用チタン合金について開示されているが、開示されているビッカース硬さの最高値はＨＶ４００程度であり、傷つきを防止したり、鏡面研磨性を高めたりしようとする観点からは不十分である。

特許文献２では、Ａｌを４．５％（ｗｔ％、以下同じ）、Ｖを３％、Ｆｅを２％、Ｍｏを２％、Ｏを０．１％含むＴｉ系合金が提案されているが、このＴｉ系合金のビッカース硬さはＨＶ４４０とされており、やはり、傷つきを防止したり、鏡面研磨性を高めたりしようとする観点からは不十分である。

特許文献３では重量で４．０～５．０％のアルミニウム、２．５～３．５％のバナジウム、１．５～２．５％のモリブデン、１．５～２．５％の鉄を含み、残部がチタンと不可避成分であるチタン合金が開示されている。このチタン合金のビッカース硬さは、明細書中に明示的に記載されていないが、その組成が特許文献２と大差ないことから、硬さについても同様に目標に較べると低いと考えられる。

特許文献４では、質量％でＮｂを２０％より多く４０％以下の割合で含み、Ｇｅを０.２％～４.０％の割合で含み、さらに、Ｔａ、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｉの１種以上を合計で１５％以下の割合で含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、冷間加工性に優れたゲルマニウム含有高強度チタン合金が開示されている。そのビッカース硬さについての明示的な記載はなされていないが、上述した各種チタン合金に較べ、著しく硬さが増加することは考えにくい。

このように、Ｔｉ系合金の硬さを向上させるため、添加元素に関する様々な工夫がなされているが、いずれも硬さの向上はわずかであるため、少なくとも表面を硬化処理することが必須とされている。そのため、デザインが単一的になり、高級感を著しく損なうという問題が発生している。

特開平７－６２４６６号公報特開平７－１５０２７４号公報特開平９－１４５８５５号公報特開２００８－１２７６６７号公報

上述したように、時計外装部品用のＴｉ系合金は、材料そのものを従来のＴｉ系合金より著しく硬化することが強く望まれている。ただし、一般的には材料を硬くすると脆くなるため、時計外装部品に加工しにくい、落下したときに壊れやすい、などの問題が存在しており、これらの問題を解決する必要がある。つまり、衝撃値に代表される靱性を、ある程度確保する必要がある。その目安となるのは、現在実用化されている時計外装材のうち、最も靱性が低い超硬合金（代表例はＫＶ３０）以上の衝撃値を確保することである。具体的には、ＫＶ３０の室温のノッチ無し試験片でのシャルピー衝撃値６．０Ｊ／ｃｍ^２を上回る衝撃値を有することである。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、表面の硬化処理が不要な程度に材料自身が硬く、ビッカース硬さがＨＶ５８０以上あり、室温のノッチ無し試験片でのシャルピー衝撃値が、６．０Ｊ／ｃｍ^２以上であるＴｉ系合金を提供することを目的とする。

本発明による課題解決の基本的な考え方は、靱性が高いβ型合金とした上で、その合金の硬さを向上させたＴｉ系合金を得ることにある。硬さを向上させる元素としては、Ａｌ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎを用いる。ただし、これらの元素の添加によって、靱性を低下させるα相が生成しやすくなるため、それを防ぐためのβ安定化元素も添加する。なお、このβ安定化元素は、添加量に応じてＴｉ系合金の硬さ向上ももたらす。

また、Ｔｉ系合金の製造過程において、所定の元素の比率で合成した合金に対して、高温の熱処理を行い、高温から急冷する溶体化処理を行い、その後低温で時効処理することで、時効硬化を実現させる。

一般に、Ｔｉ系、あるいはＴｉ－Ａｌ系合金でのβ安定化元素には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｗ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｏなど多数存在する。産業用部品としては、これらを自由に選択して種々の特性を有するＴｉ系合金が開発されている。しかしながら、本発明の対象である時計外装部品では、皮膚アレルギーを起こす可能性がある添加元素を使用することは、適当でない。そこで、この観点から、本発明ではＦｅ、Ｍｏ、Ｗをβ安定化元素として用いることとする。なお、各元素の単位添加量あたりのβ安定化効果は異なるとともに、多量添加によって極端にβ相を安定化すると、靱性が低下するなどの問題がある。従って、上記β安定化元素について適正な添加量を見出す必要がある。

次に、添加元素であるＡｌ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎは、複合的に作用し、溶体化と、その後の時効処理の効果によって得られる合金の高硬度化を実現する。添加量が少ないと硬さ向上の効果がなく、また、添加量が多すぎると靭性が低下する問題がある。従って、これら元素に関しても適正な添加量を見出す必要がある。本発明者らは、これらの観点から、各添加元素の適正量を選定するための実験を多数実施した。本発明は、そうした実験を基になされたものであり、以下の構成を特徴とするものである。

［１］本発明の一態様に係るＴｉ系合金は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗのうち少なくともいずれか１つを含み、Ｆｅが３．０原子％以上８．０原子％以下、Ｍｏが４．０原子％以上９．０原子％以下、Ｗが０原子％以上３．０原子％以下であって、さらにＡｌを６．０原子％以上１２．０原子％以下、Ｚｒを０原子％以上２．０原子％以下、Ｓｉを０原子％以上１．５原子％以下、Ｎを０．４原子％以上１．５原子％以下の割合で含み、かつＴｉおよび不可避不純物を残部として含み、Ａｌ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ｎ＋０．５Ｆｅ＋０．３Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．３Ｚｒで表される合金指数が、１０．５以上１７．０以下である。

［２］本発明の一態様に係るＴｉ系合金の製造方法は、［１］に記載のＴｉ系合金の製造方法であって、９００度以上１２００度以下の温度で熱処理を行う第１熱処理工程と、水冷または油冷による溶体化処理工程と、４００度以上６００度以下の温度で熱処理を行う第２熱処理工程と、を有する。

［３］本発明の一態様に係る時計用部品は、［１］に記載のＴｉ系合金からなる。

本発明のＴｉ系合金は、皮膚アレルギーを生起させることのない元素によって構成されており、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎ、Ｚｒの添加元素量が適正化されている。そのため、本発明のＴｉ系合金は、高温の熱処理、高温から急冷する溶体化処理、および時効処理を行うことにより、優れた硬さ（ビッカース硬さがＨＶ５８０以上）と、優れた衝撃特性（室温のノッチ無し試験片でのシャルピー衝撃値が、６．０Ｊ／ｃｍ^２以上）を有する。つまり、本発明のＴｉ系合金を用いることにより、従来のＴｉ系合金の課題であった鏡面研磨性や傷つき防止性が著しく改善され、さらに、製造時や使用時に必要となる衝撃特性などの靱性が確保された時計外装部品用素材を提供することができる。

本発明の実施例１のＴｉ系合金からなるインゴットの外観写真である。図１のインゴットの鍛造試験後における外観写真である。

以下、本発明を適用した実施形態であるＴｉ系合金について、図面を用いて詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などが実際と同じであるとは限らない。また、以下の説明において例示される材料、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。

（Ｔｉ系合金の構成）
本発明の一実施形態に係るＴｉ系合金の構成について説明する。Ｔｉ系合金は、鉄（Ｆｅ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）のうち少なくともいずれか一つを次の割合で含み、さらにアルミニウム（Ａｌ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、シリコン（Ｓｉ）、窒素（Ｎ）を、次の割合で含んでいる。
Ｆｅ：３．０原子％以上８．０原子％以下
Ｍｏ：４．０原子％以上９．０原子％以下
Ｗ：０原子％以上３．０原子％以下
Ａｌ：６．０原子％以上１２．０原子％以下
Ｚｒ：０原子％以上２．０原子％以下
Ｓｉ：０原子％以上１．５原子％以下
Ｎ：０．４原子％以上１．５原子％以下
さらに、本実施形態のＴｉ系合金は、チタン（Ｔｉ）および不可避不純物を残部として含んでいる。

また、本実施形態のＴｉ系合金では、含有元素のそれぞれの重量に所定の係数を掛けて足し合わせた量として、Ａｌ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ｎ＋０．５Ｆｅ＋０．３Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．３Ｚｒで表される合金指数が、１０．５以上１７．０以下である。合金指数がこの範囲にある場合には、高温から急冷する溶体化処理、および時効処理を行うことにより、優れた硬さ（ビッカース硬さがＨＶ５８０以上）と、優れた衝撃特性（室温のノッチ無し試験片でのシャルピー衝撃値が、６．０Ｊ／ｃｍ^２以上）を有する合金が得られる。

（Ｔｉ系合金の製造方法）
上述したＴｉ系合金を製造する主な手順について説明する。まず、溶解炉でＴｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎ、Ｚｒの原料を溶解させ、溶湯を鋳型に入れて凝固させることにより、Ｔｉ系合金を得る（合金形成工程）。

次に、このＴｉ系合金を、熱処理炉に入れ、１１００℃以上１２５０℃以下の温度で、３０分以上～１２０分以下の加熱を行う。その後、熱処理炉からＴｉ系合金を取り出し、室温、大気中で熱間鍛造する（熱間鍛造工程）。熱間鍛造の方法としては、例えば、据え込み（材料を長さ方向に圧縮する方法）や伸鍛（材料を径方向に圧縮する方法）を用いることができる。また、鍛造に限らず、圧延や押出しなどの他の熱間加工法を用いてもよい。

次に、熱間鍛造したＴｉ系合金を熱処理炉に入れ、９００℃以上１２００℃以下（好ましくは１１００℃）の温度で、３０分以上～１２０分以下（好ましくは１時間）の間、加熱した状態で保持する（第１熱処理工程）。

続いて、加熱後のＴｉ系合金を熱処理炉から取り出し、水冷または油冷を行い、室温程度の温度となるように冷却する（溶体化処理）。冷却速度は高い必要があり、空冷以上の速度であることが望ましい。冷却速度を高めるほど、後述する時効処理後に得られるＴｉ系合金を硬くすることができる。

次に、冷却したＴｉ系合金を熱処理炉に入れ、４００℃以上６００℃以下（好ましくは５００℃）の温度で、１０時間以上～２００時間以下（好ましくは１００時間）の間、加熱した状態で保持する（第２熱処理工程（時効処理工程））ことによって、本実施形態のＴｉ系合金が得られる。

以上のように、本実施形態に係るＴｉ系合金は、皮膚アレルギーを生起させることのない元素によって構成されており、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎの添加元素量が適正化されている。そのため、本実施形態に係るＴｉ系合金は、高温の熱処理、高温から急冷する溶体化処理、および時効処理を行うことにより、優れた硬さ（ビッカース硬さがＨＶ５８０以上）と、優れた衝撃特性（室温のノッチ無し試験片でのシャルピー衝撃値が、６．０Ｊ／ｃｍ^２以上）を有する。つまり、本実施形態に係るＴｉ系合金を用いることにより、従来のＴｉ系合金の課題であった鏡面研磨性や傷つき防止性が著しく改善され、さらに、製造時や使用時に必要となる衝撃特性などの靱性が確保された時計外装部品用素材を提供することができる。

以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。

（実施例１）
図１は、実験に用いたインゴット１００の外観写真の一例である。各インゴットを、イットリアるつぼを用いた高周波溶解によって作製した。作製した手順について説明する。

溶解に用いる原料を、スポンジＴｉ、Ａｌペレット、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｓｉの粒状原料、Ｍｏ、Ｗ、ＴｉＮの粉末原料とした。原料の合計量は約８００ｇであった。溶解作業は、溶解炉チャンバー内を真空排気後、アルゴンガスを導入して実施した。すべての原料が溶解された後、約３分間保持し、溶解された原料を鋳鉄製の鋳型に注湯した。鋳型としては、鋳込み部のサイズが、直径が４０ｍｍ、高さ１００ｍｍの円柱形状のものを用いた。注湯に際しては、その上にアルミナ製ロートを置き、このロートの途中まで溶湯で満たした。ロート内の溶湯は、鋳型内のインゴットの鋳造欠陥を低減するための押し湯となった。図１において、上部の円錐状の部分１００Ａがロート内で凝固した押し湯部分であり、図１に示す位置Ｃで切断し、その下の鋳型内で凝固した棒状の部分１００Ｂ（以下ではインゴット１００Ｂと呼ぶ）を用いて以降の試験を実施した。

上記インゴット１００Ｂに対し、１２００℃に加熱した上で熱間鍛造を実施した。鍛造方向はインゴット１００Ｂの長手方向Ｌについての据え込み鍛造であり、１回のみの圧縮で長さ１００ｍｍのインゴット１００Ｂを２５ｍｍまで鍛造した。鍛造後の素材１１０の外観写真の一例を、図２に示す。

次に、この鍛造素材１１０の全体を１１００℃で１時間加熱（第１熱処理）した後に油冷（溶体化処理）を実施した。さらにその後、５００℃で１００時間保持する時効処理（第２熱処理）を実施した。

時効処理後の鍛造素材について、次の（ａ）～（ｃ）の評価を行った。

（ａ）鍛造素材の断面部から切り出して研磨した試験片に対する、荷重５０ｋｇｆでのビッカース硬さ測定による評価。
具体的には、試験片に対し、荷重５０ｋｇｆでダイヤモンド圧子を押しつけたときに、窪んだ部分の対角線の長さを測定し、この長さから窪んだ部分の面積を算出し、荷重と面積の値を用いてビッカース硬さを求める。

（ｂ）靱性の簡易評価を目的とした、荷重５０ｋｇｆのビッカース硬さ測定時の窪み部分の端部（圧痕端部）における、割れ発生有無の光学顕微鏡などによる観察による評価。

（ｃ）時効処理後の鍛造素材から加工した、ノッチ無しの試験片の室温のシャルピー衝撃試験による評価。
具体的には、ハンマーをぶつけて試験片を破壊し、破壊に要したエネルギー（シャルピー衝撃値）を測定し、これを試験片の靭性評価の指標とする。

実施例１と同様の手順で、実施例１のＴｉ系合金と異なる組成を有するＴｉ系合金（インゴット）を、比較例１～１２、実施例２～２４のサンプルとして作製した。それらに対して上記（ａ）～（ｃ）の評価を行った。表１、２は、それぞれ比較例１～１２、実施例１～２４として作製した鍛造素材について、組成と各種評価結果をまとめたものである。

上記（ａ）の評価において、ビッカース硬さがＨＶ５８０以上となった合金を適正な合金であると判断し、ＨＶ５８０未満となったものを不適正な合金であると判断した。

上記（ｂ）の評価において、割れが発生しなかったものを適正な合金であると判断し、発生したものを不適正な合金であると判断した。

上記（ｃ）の評価において、現在実用化されている時計外装材として、最も靱性が低い超硬合金のＫＶ３０の衝撃値である６．０Ｊ／ｃｍ^２を基準値とし、この基準値以上を示した合金を適正な合金であるとし、この基準値未満を示した合金を不適正な合金であると判断した。

比較例１のサンプル（合金番号１）は、合金指数が１０．３となっており、上記実施形態で規定した合金指数の下限値１０．５を下回っている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０未満となり、硬さが不十分であることから、比較例１のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例２のサンプル（合金番号２）は、合金指数が１７．２となっており、上記実施形態で規定した合金指数の上限値１７．０を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、このことから、比較例２のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例３のサンプル（合金番号３）は、Ｆｅの組成比が２．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＦｅの組成比の下限値３．０原子％を下回っている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０未満となり、硬さが不十分であることから、比較例３のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例４のサンプル（合金番号４）は、Ｆｅの組成比が８．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＦｅの組成比の上限値８．０原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、このことから、比較例４のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例５のサンプル（合金番号５）は、Ｍｏの組成比がそれぞれ３．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＭｏの組成比の下限値４．０原子％を下回っている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０未満となり、硬さが不十分であることから、比較例５のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例６のサンプル（合金番号６）は、Ｍｏの組成比が９．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＭｏの組成比の上限値９．０原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ^２未満であって靭性が不十分であることから、比較例６のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例７のサンプル（合金番号７）は、Ｗの組成比が３．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＷの組成比の上限値３．０原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、このことから、比較例７のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例８のサンプル（合金番号８）は、Ａｌの組成比がそれぞれ５．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＡｌの組成比の下限値６．０原子％を下回っている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０未満となり、硬さが不十分であることから、比較例８のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例９のサンプル（合金番号９）は、Ａｌの組成比が１２．５原子％となっており、上記実施形態で規定したＡｌの組成比の上限値１２．０原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ^２未満であって靭性が不十分であることから、比較例９のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例１０のサンプル（合金番号１０）は、Ｓｉの組成比が２．０原子％となっており、上記実施形態で規定したＳｉの組成比の上限値１．５原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、このことから、比較例１０のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例１１のサンプル（合金番号１１）は、Ｎの組成比がそれぞれ０．３５原子％となっており、上記実施形態で規定したＮの組成比の下限値０．４原子％を下回っている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０未満となり、硬さが不十分であることから、比較例１１のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

比較例１２のサンプル（合金番号１２）は、Ｎの組成比が１．７５原子％となっており、上記実施形態で規定したＮの組成比の上限値１．５原子％を上回っている。そのため、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しており、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ^２未満であって靭性が不十分であることから、比較例１２のサンプルは不適正なサンプルと判断される。

実施例１～２４のサンプル（合金番号１３～３６）は、含有する全ての元素の組成比（ａｔ％）が、いずれも上記実施形態で規定した範囲内となっており、また、合金指数も上記実施形態で規定した範囲内となっている。そのため、ビッカース硬さがＨＶ５８０以上であって硬さが十分であり、また、ビッカース測定時の圧痕端部に割れが発生しておらず、また、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ^２以上であって靭性が十分である。したがって、実施例１～２４のサンプルは、いずれも適正なサンプルと判断される。

本発明のＴｉ系合金は、硬さと靭性を必要とし、人体に接した状態で使用する時計の外装部品等を構成する材料として、広く利用することができる。

１００・・・インゴット
１００Ａ・・・インゴットの円錐状の部分
１００Ｂ・・・インゴットの棒状の部分
１１０・・・鍛造素材

Claims

Ｆｅ、Ｍｏのうち少なくともいずれか１つを含み、Ｆｅが３．０原子％以上８．０原子％以下、Ｍｏが４．０原子％以上９．０原子％以下であって、
さらにＡｌを６．０原子％以上１２．０原子％以下、Ｚｒを０原子％以上２．０原子％以下、Ｓｉを０原子％以上１．５原子％以下、Ｎを０．４原子％以上１．５原子％以下の割合で含み、かつＴｉおよび不可避不純物を残部として含み、
原子％で、Ａｌ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ｎ＋０．５Ｆｅ＋０．３Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．３Ｚｒで表される合金指数が、１０．５以上１７．０以下であり、
ビッカース硬さがＨＶ５８０以上であり、かつシャルピー衝撃値が６．０Ｊ／ｃｍ ^２以上であるＴｉ系合金の製造方法であって、
９００℃以上１２００℃以下の温度で熱処理を行う第１熱処理工程と、
水冷または油冷による溶体化処理工程と、
４００℃以上６００℃以下の温度で熱処理を行う第２熱処理工程と、を有することを特徴とするＴｉ系合金の製造方法。
Ｗを３．０原子％含み、
さらにＡｌを６．０原子％以上１２．０原子％以下、Ｚｒを０原子％以上２．０原子％以下、Ｓｉを０原子％以上１．５原子％以下、Ｎを０．４原子％以上１．５原子％以下の割合で含み、かつＴｉおよび不可避不純物を残部として含み、
原子％で、Ａｌ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ｎ＋０．５Ｆｅ＋０．３Ｍｏ＋０．３Ｗ＋０．３Ｚｒで表される合金指数が、１０．５以上１７．０以下であり、
ビッカース硬さがＨＶ５８０以上であり、かつシャルピー衝撃値が６．０Ｊ／ｃｍ ^２以上であるＴｉ系合金の製造方法であって、
９００℃以上１２００℃以下の温度で熱処理を行う第１熱処理工程と、
水冷または油冷による溶体化処理工程と、
４００℃以上６００℃以下の温度で熱処理を行う第２熱処理工程と、を有することを特徴とするＴｉ系合金の製造方法。