WO2002077305A1

WO2002077305A1 - Alliage de titane a haute resistance et son procede de production

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Publication number: WO2002077305A1
Application number: PCT/JP2002/002874
Authority: WO
Inventors: Tadahiko Furuta; Kazuaki Nishino; Takashi Saito; Junghwan Hwang
Original assignee: Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho
Priority date: 2001-03-26
Filing date: 2002-03-25
Publication date: 2002-10-03
Also published as: EP1375690A1; DE60209880D1; CN1639366A; US20040115083A1; DE60209880T2; JP4123937B2; JPWO2002077305A1; EP1375690B1; EP1375690A4; US7442266B2

Description

明細書高強度チタン合金およびその製造方法技術分野

本発明は、チタン合金の利用拡大を図れる高強度チタン合金およびその製造方法に関するものである。背景技術

チタン合金は比強度や耐蝕性に優れるため、航空、軍事、宇宙、深海探査、化学プラントなどの分野で使用されてきた。最近では/?合金等が注目され、チタン合金の使用分野がさらに広がりつつある。例えば、生体適合品（例えば、人工骨等）、装身具（例えば、眼鏡のフレーム等）、スポーツ用品（例えば、ゴルフクラブ等）、スプリングなどに低ヤング率のチタン合金が使用されつつある。

とわいえ、チタン合金の利用をより一層拡大させる上で、やはり、その高強度化は欠かせない。チタン合金の強度等の力学的性質は、酸素（0)、窒素（N)、炭素（C) のような侵入型（固溶）元素の含有量によって大きな影響を受ける。例えば、チタン合金に 0が固溶すると、その強度が向上することはよく知られている。しかし、これまでのチタン合金は、その強度向上の一方で、その延性が著しく損われるものであった。

このため、従来のチタン合金では、 0等の侵入型元素の許容含有量が所定以下に厳しく規制されてきた。例えば、 AS TM (Ame r i c an Soc iet y f or Test ing and M a t e r i a 1 s ) 規格によると、純チタンの場合、 0含有量によって第 1種から第 4種までに種別されている。そして、もっとも 0含有量の多い第 4種でさえ、その量は高々 1. 2 at% (0. 4 質量％) 以下に制限されている。

市販のチタン合金においても事情は同じである。例えば、汎用のひ + 型合金である T i— 6 A 1—4 V合金（質量％) では、 0が 0. 6at% (0. 2質量 %) 以下、 Nが 0. l at% (0. 03質量％) 以下に制限されている。また、型合金である Ti— 10V— 2Fe— 3A1合金（質量％) では、 0が 0. 5 a t% (0. 16質量％) 以下、 Nが 0. 17 a t % (0. 05質量％) 以下に制限されている。さらに、 ?-C合金でぁるT iー3Al— 8V—6CΓ— 4M o-4Z rでは、 0が 0. 4at% (0. 12質量％) 以下、 Nが 0. 11 a t % (0. 03質量％) 以下に制限されている。

このように、これまでのチタン合金や純チタンは、 0等の侵入型元素の含有量を非常に少なくしており、多くても、高々 1. 2 a t %程度に過ぎないものであつた。従来のチタン合金は、そうすることで、トレードオフの関係にある強度と延性とのバランスをとるようにしていたが、これではその強度や延性が未だに不十分であり、チタン合金のさらなる利用拡大を図ることはできない。発明の開示

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。つまり、上述したようなチタン合金に関する従来の技術常識を覆し、より高次元で、高強度と延性とをバランスさせることができるチタン合金およびそれに適した製造方法を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し試行錯誤を重ねた結果、例えば、従来の技術常識に反するような、 0が 1. 5at%以上という、高酸素量であるにも拘らず、高強度と共に高延性が得られることを見出し、本発明を完成させるに至った。

(高強度チタン合金）

すなわち、本発明の高強度チタン合金は、全体を 100原子％ (at %) としたときに、主成分である Tiと、 15〜30 a t %の Va族元素と、 1. 5〜7 a t %の 0とを含み、引張強さが 1000 MP a以上であることを特徴とする。このように、原子比率で、適量の Va族元素に従来よりも多量の 0を含有させることで、著しく高強度であり、かつ、延性の低下が小さい（つまり、高延性）のチタン合金が得られた。

この優れた特性が得られる詳細なメカニズム等は、現状、必ずしも明らかではない。しかし、この優れた特性が、 V a族元素のみで得られるものではなく、従来の技術常識からすると非常識なレベルまで 0の含有許容量を高めたことに起因していることは、明らかである。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を有するものである。そして、本発明の高強度チタン合金は、その優れた特性故に、各種製品に幅広く利用することができ、各種製品の機能向上や設計自由度拡大に大きな威力を発揮する。

次に、その特性をより具体的にいうなら、引張強さが 100 OMPa以上もの高強度が得られる。そして、引張強さが 1100 MP a以上、 120 OMP a以上、 130 OMPa以上、 140 OMPa以上、 1500MPa以上、 1600 MP a以上、さらには 2000 MP a以上となるような非常に高強度のチタン合金も得られる。引張強さが 2000MPa〜2100 MP aといった高強度は、これまで現存するチタン合金中で最強のもであり、正に、驚異的な高強度であるといえる。

しかも、本発明のチタン合金が優れているのは、このような高強度であるにもかからわず、十分な延性を有していることである。勿論、本発明のチタン合金といえども、従来のチタン合金と同様、高強度になれる程、延性が多少低下することはあり得る。しかし、延性の低下する傾向が従来よりも遙かに小さく、その強度と延性との相関関係は、従来のレベルを遙かに凌ぐ高次元にある。

例えば、前述の 200 OMPaを越えるような高強度であっても、 3%以上もの伸びを有する。従来の高強度のチタン合金（190 OMPa程度）の伸びがほとんど 0%かまたはそれに近かったことからすると、本発明のチタン合金が、如何に高強度で高延性であるかが解る。

また、高強度が要求される場合であっても、用途によっては、 200 OMPa 超もの高強度を必要としない場合もある。そのような場合、さらに高い伸びを有するチタン合金を得ることもできる。具体的には、伸びが 4%以上、 5%以上、 7%以上、 9%以上、 11%以上、 13%以上、 15%以上、 18%以上、さらには 20%以上ものチタン合金が得られる。

そして、これらの強度と伸びとは、適宜、組合わせることができる。例えば、引張強さが 1200 MP a以上のとき、 3〜21 %内にある任意の伸びと組合わせ得る。また、引張強さが 140 OMPa以上のとき、 3〜 12%内にある任意の伸びと組合わせ得る。また、引張強さを 160 OMPa以上のとき、 3〜8% 内にある任意の伸びと組合わせ得る。より具体的にいうなら、例えば、引張強さが 200 OMPaのときに伸びを 3%以上、引張強さが 180 OMPaのときに伸びを 5%以上、引張強さが 150 OMPaのときに伸びを 10%以上、引張強さが 130 OMP aのときに伸びを 15 %以上等とすることもできる。なお、本明細書で「伸び」は、引張変形後の破断伸びを意味する。

ところで、従来のチタン合金は、 Tiと非常に結合し易い 0量を制限しようとしていたため、その製造には多くの工数、コスト、特殊な設備等を必要としていた。

この点、本発明のチタン合金は、その 0量を逆に利用しているため、従来に比ベて、酸素の管理が比較的容易となり、工数や製造コストの削減等を図れるといつたメリツトもある。

これまでは、本発明のチタン合金が、主に、多量の 0を含有する場合について説明してきたが、侵入型元素である他の Nや Cも、 0と同様の作用をすることは周知であり、理論的にも明らかなところである。この観点からすると、前述した〇の全部または一部を Nや Cで置換することも有効であることは言うまでもない c そこで、本発明は、全体を 100 a t%としたときに、主成分である T iと、 15〜30 at %の Va族元素と、 1. 5〜 7 a t %のとを含み、引張強さが 100 OMPa以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。また、本発明は、全体を 100 a t %としたときに、主成分である Tiと、 1 5〜30 a t %の Va族元素と、 1. 5〜 7 a t %の Cとを含み、引張強さが 1 000 MP a以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。

さらに、本発明は、全体を 100 a t %としたときに、主成分である T iと、 15〜30 at %の V a族元素と、合計で 1. 5〜7 &七％の^^ぉょび( とを含み、引張強さが 100 OMP a以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても良い。

なお、 0量等の下限値は、所望する強度から定り、その上限値は、チタン合金の実用的な延性や靱性等を確保する観点から定る。そして上記組成範囲以外に、 0は、さらには、その下限値を 1. 8at%、 2. Oat%、 2. 4at%、 2. 6at%、 2. 8at%、 3 a t %さらには 4 a t %等とすることができる。また、その上限値は、 6. 5at%、 6 at%、 5. 5 at%、 5 at%、 4. 5 a t%等とすることができる。そして、これらの下限値および上限値は適宜組合わせることができ、例えば、 0を 1. 8〜6. 5at%、 2. 0〜6. 0 a t % 等とすることもできる。

もっとも、 0等の侵入型元素は、合計で 2. 0〜5. Oat%であれば、強度と延性のバランスが良い。特に、強度の点から 3. 0〜5. Oat%が好ましく、延性の点から 2. 0〜4. 0&七％が好ましい。

また、侵入型元素として 0を主に含有する場合、その 0の一部を置換、補足する観点から、同様の侵入型元素である Nを 0. 2~5. 0at%、望ましくは 0. 7〜4. 0at%含んでも良い。同様に、 Cを 0. 2〜5. 0 a t %、望ましくは 0. 2〜4. 0at%含んでも良い。

Va族元素には、バナジウム（V)、ニオブ（Nb) 、タンタル（Ta) およびプロトアクチニウム（Pa) がある。しかし、高強度または高延性を発現させる観点および取扱性の観点等から、現実には、 V、 Nbおよび Taのいずれか 1 種以上が用いられる。中でも、本発明のチタン合金の場合、特に、 Nbおよび T aが好適である。

この理由は定かではないが、現状、次のように考えられる。すなわち、 Nbあるいは T aを主要構成元素とする/?相中では、多くの 0等を含有したとしても、粒界に 0等が偏祈して脆化するといったこれまでの脆化メカニズムとは異なる、何らかの作用が働いているものと推察される。

Va族元素量の下限値も、十分な高強度を確保する観点から定り、その上限値を超えて Va族元素を含有させると、材料偏祈が生じ易くなり、やはり十分な高強度を得ることができない。そこで、 V a族元素量を上記組成範囲としたが、これに限らず、その下限値を 20at%、 23 at %等としても良い。また、その上限値を 27at%、 26at%としても良い。そして、それらを任意に組合わせて、例えば、 V a族元素の合計が、 18〜27at%、さらには 20〜25a t%となるようにすると良い。

以下では、便宜上、高 0含有量の高強度チタン合金について説明することが多いが、高 N含有量等からなる高強度チタン合金を本発明から除く主旨ではない。 (高強度チタン合金の製造方法）

上記高強度チタン合金は種々の製造方法により製造可能であるが、本発明者はその製造に適した方法をも併せて開発した。

すなわち、本発明の高強度チタン合金の製造方法は、少なくとも T iと V a族元素とを含む原料粉末を加圧成形する成形工程と、成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程とからなり、全体を 1 0 0 &セ％としたときに、 V a族元素を 1 5〜3 0 a t %、 0を 1 . 5〜7 a t %含む髙強度チタン合金が得られることを特徴とする。

いわゆる溶解法ではなく焼結法を用いることにより、多量の V a族元素や 0を含む場合でも、マクロ的な偏析を避けて安定した品質（高強度、高延性）のチタン合金が得られる。そして、焼結法を用いるため、チタンの溶解に際して多くの工数やコスト、特殊な装置等を必要とすることもない。こうして、本発明の製造方法によれば、上記の高強度チタン合金を効率良く製造することができる。なお、本発明の製造方法で使用する原料粉末の組成は、必ずしも、得られたチタン合金の組成と一致している必要はない。例えば、 0等は、焼結を行う雰囲気によって変動するからである。

さらに、本発明の製造方法は、熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程を備えると好適である。

冷間加工を加えることで、本発明のチタン合金の強度がさらに向上する。しかも、本発明の製造方法によって得られたチタン合金は、従来のチタン合金のような加工硬化をほとんど生じず、非常に優れた冷間加工性（超塑性）を発現する。そして、上記冷間加工工程によって強度が向上するにもかかわらず、延性（伸び等）の低下は非常に小さい。

なお、本明細書で、前記各元素の組成範囲を「x〜y原子％」と示した場合、特に断らない限り、下限値（X ) および上限値（y ) も含む。これは、「x〜y 重量％」と表示した場合も同様である。

また、本願でいう「高強度」とは、引張強度（引張強さ）が大きいことを意味する。「引張強度」は、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。

また、本発明でいう「高強度チタン合金」は、種々の形態を含むものであり、素材（例えば、スラブ、ビレツト、焼結体、圧延品、鍛造品、線材、板材、棒材等）に限らず、それを加工したチタン合金部材（例えば、中間加工品、最終製品、それらの一部等）なども意味する（以下同様）。図面の簡単な説明

図 1は、本発明のチタン合金の断層状の変形組織を示す T EM写真である。図 2 Aは、本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が 0%の場合である。

図 2Bは、本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が 4. 3%の場合である。

図 2 Cは、本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が 6. 1%の場合である。

図 2Dは、本発明のチタン合金の変形機構を示した顕微鏡写真であり、引張変形率が 10. 3%の場合である。

図 3 Aは、本発明のチタン合金を据え込み圧縮した試験片の様子を示す写真であり、冷間加工率が 20%の場合である。

図 3Bは、本発明のチタン合金を据え込み圧縮した試験片の様子を示す写真であり、冷間加工率が 50%の場合である。

図 4 Aは、図 3 Bに示した試験片中に現れた断層全体を拡大した S E M写真であ。

図 4Bは、図 4 A中の一部を拡大した SEM写真である。

図 4 Cは、図 4 A中の一部を拡大した SEM写真である。

図 5は、酸素量が引張強さおよび伸びへ及す影響を、本発明に係るチタン合金と比較材とについて対比したグラフである。発明を実施するための最良の形態 A. 実施形態

次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳細に説明する。

(高強度チタン合金）

( 1 ) 組成

①本発明の高強度チタン合金は、さらに、ジルコニウム（Z r) 、ハフニウム (Hf ) およびスカンジウム（Sc) のいずれか 1種以上の金属元素を合計で 0. 3 a t %以上含み、 Z rは 15 a t %以下、 H fは 10 a t %以下、 S cは 30 a t %以下であると好適である。

Z rと Hf と S cは、いずれもチタン合金の耐カを向上させ得る元素である。但し、それらの合計が 15at%を超えると、材料偏祈が生じ易くなり強度ゃ延性の向上が望めず、また、チタン合金の密度増大（比強度の低下）を招くため好ましくない。

ところで、 Z rまたは Hfを単独でチタン合金に含める場合、それぞれ 1〜1 Oat%、さらには 5〜： L 0 a t %とし、 S cの場合は 1〜 20 a t %、さらには 5〜： L 0at%、とするとより好ましい。

②本発明の高強度チタン合金は、さらに、 Snを 1〜13at%以下を含むと好適である。 Snは、チタン合金の強度を向上させる元素である。 lat%未満では S nの効果がなく、 13 a t %を超えるとチタン合金の延性の低下を招くため、好ましくない。

③本発明の高強度チタン合金は、さらに、その高強度を維持または向上させることができる範囲で、 Zr、 Hf、 Scおよび Snの他に、 Cr、 Mo、 Mn、 F e、 Co、 Ni、 Al、 Bのいずれか 1種以上を、合計で 0. 1 a t %以上含むものでも良い。

そして例えば、 C rと Mnと F eとはそれそれ 30 a t %以下、 Moは 20 a t%以下、（ 0と1^:1はそれそれ13 a t %以下とすると好適である。

また、 A1は 0. 5〜12 at%、 Bは 0. 2〜6. Oat %とすると好適であ。

なお、これらの組成に関しては、本発明の製造方法で使用する原料粉末についても同様に言えることである。 ( 2 ) 冷間加工時の変形組織

本発明の高強度チタン合金は、冷間加工によって、その機械的特性（力学的性質）が向上する。しかも、本発明の高強度チタン合金は、全くといって良い程、加工硬化を生じず、従来のチタン合金では考えられない程の優れた冷間加工性を示す。このような現象が発現する理由を本発明者は次のように考えた。

すなわち、本発明の高強度チタン合金は、冷間加工が施されると、その内部に加工弾性歪みが与えられる。この導入された加工弾性歪みがチタン合金のさらなる高強度化を促進し得る。この加工弾性歪みを十分にチタン合金の構成組織内に導入する上で、上述した適量の V a族元素と〇等の侵入型元素が重要となる。特に、 0等の侵入型元素が加工弾性歪みの導入に重要な役割を果している。逆にいえば、多量の V a族元素を単独で添加しただけのチタン合金では、その構成組織内に加工弾性歪みを十分に導入させることは困難である。その V a族元素に加えて、適量な 0等の侵入型元素をチタン合金に含めることで、十分な加工弾性歪みのチタン合金への導入が可能となり、その蓄積によってチタン合金のさらなる高強度化が可能となる。

さらに、本発明者が発明の完成後も鋭意研究を重ねた結果、その変形メカニズムがより詳細に明らかとなってきた。この内容を以下に説明する。

本発明の高強度チタン合金は、従来のチタン合金を含め、一般的な金属材料とは全く異なる変形機構により、塑性変形を生じていた。すなわち、これまでの金属材料は、転位の運動が関与した「すべり変形」や「双晶変形」、さらには、形状記憶合金のような「マルテンサイト変態」が関与した変形によって、塑性変形を生じていた。

これに対し、本発明の高強度チタン合金は、そのような変形機構とは全く異なる新規で、ユニークな塑性変形機構によって、塑性変形を生じていることが明らかとなつた。この塑性変形機構の様子を T E M (透過電子顕微鏡）写真である図 1に示す。

図 1から、試験片が塑性変形を生じる際、すべり面上における転位の活動ではなく、最大剪断面に沿った巨大な「断層」が関与していることが解る。つまり、本発明のチタン合金に冷間加工（特に、強加工）を加えると、合金内の至るところで、最大剪断面に沿って、その巨大断層が断続的に発生すると共に直ぐに再結合する。この繰返しによって本発明のチタン合金は、マクロ的な塑性変形を進行させる。そして、冷間加工率（後述）を上昇させるに従って、本発明のチタン合金内部には、次々と断続的な断層が多数発生し、破壊することなく塑性変形が進行していく。冷間加工率を順次変更した場合に発生する断層の様子を図 2 A〜図 2Dに示す。ちなみに、この断層による段差は、図 1の場合で 200〜300 n m程度であつたが、冷間加工率や素材（試験片）等によって変化し、一定ではない。

なお、図 1および図 2 A〜Dに示した試験片は、 Ti— 20Nb— 3. 5 Ta —3. 5 Z r (a t%) の組成をもつ焼結材に、 1100°Cで熱間加工を施した後、 900°Cx30分間の熱処理を行ったものである。また、塑性変形は、引張試験によって生じさせた。

また、図 2A〜Dは、その試験片（測定部の幅 4 長さ 150 zm) に機械加工およびィォン研磨を施した表面を、光学顕微鏡で観察したものである。写真の横に記載した数値は引張変形率を示す。そして、図 1は、図 2Dの断面を TEM観察した写真である。 .

さらに、本発明のチタン合金に冷間加工を加えたときに発生する断層と、その再結合の様子を示すマクロ写真を図 3 A、 Bおよび図 4 A〜Cに示す。

図 3A、 Bは、 Ti— 20Nb— 3. 5 T a- 3. 5 Z r (a t %) の組成をもつ焼結材に、 1100°Cで熱間加工を施した後、 900°Cx 30分間（その後、水冷却）の熱処理を施したもの（サイズ： 012x 18mm) である。そして、図 3 Aは、その試験片に、冷間加工率 20%の据え込み圧縮（スエージング：冷間加工）を施したものである。また、図 3Bは、冷間加工率 50%の据え込み圧縮を施したものである。冷間加工率が 20%では、試験片表面上で目視確認できるような大きな断層は生じていない。しかし、冷間加工率が 50%になると、最大剪断面（45° 面）に、目視でも十分に確認できる大きな断層が生じていることが分かる。

次に、図 3 Bに示した試験片を圧縮方向（据え込み方向）に平行に切断した縦断面を研磨して、その断層部分を、 SEMで拡大して観察した様子を図 4A〜C に示した。図 4 Aは、その断層を 1 5倍に拡大したものであり、図 4 Bは図 4 A 中に示した断層の一部分を 5 0倍に、図 4 Cは図 4 A中に示した断層の一部分を 2 0 0倍に拡大したものである。

図 4 Bや図 4 Cから明らかなように、多数の断層（線状の縞模様）が現れているが、図 4 Aおよびその拡大写真である図 4 B、 Cのいずれを観ても、その断層が切断されているところはどこにも見あたらない。つまり、発生した断層は、確実に再結合をしている。従って、図 3 Bに出現した断層が破壊によるものでないことが明らかである。

次に、この断層による特異な変形機構が、本発明のチタン合金の高延性ゃ高延性に、どのように関連しているかを説明する。

先ず、従来の金属材料の一般的な変形機構は、前述したとおり、転位の運動と増殖によって塑性変形を進行させるものである。その金属材料中に侵入した侵入型元素は、その転位の運動を妨げる働きをする。この結果、その侵入型元素が増加する程、従来の金属材料は塑性変形が妨げられて高強度となる。しかし、侵入型元素の増加によって転位の運動が頻繁に妨げられると、転位密度の極めて高い領域が生じるようになる。そしてその部分が、破壊の起点や経路となる。このため、侵入型元素を多量に含有する金属材料は、十分な塑性変形を生じることができずに破壊に至る。すなわち、従来の金属材料の場合、侵入型元素の増加は、強度を向上させるものの、延性を急激に低下させる原因ともなる。

これに対し、本発明のチタン合金は、冷間加工後でも、内部に転位等がほとんど存在せず、前述した断層の発生、再結合によって塑性変形が進行する。そして、その断層の境界面近傍にある結晶格子は、大きく湾曲していることが T E M観察によって明らかとなった。この結晶格子の湾曲は、ナノサイズからミクロンサイズ、さらにはミリサイズにわたる、階層構造をもった離散的な弾性ひずみ場を形成している。そして、冷間加工によって加えられる加工エネルギを弾性ひずみェ 'ネルギとして合金内部に蓄積する。本発明のチタン合金では、侵入型元素の含有量の増加とともに、この内部に蓄積可能な弾性ひずみエネルギも増加し、断層の発生に必要となる応力も上昇する。つまり、塑性変形を進行させるために必要となる応力が増加する。こうして、本発明のチタン合金は、侵入型元素の含有量の増加に伴って、その強度が著しく向上したと考えられる。

次に、本発明のチタン合金に、その断層の発生に足る応力（加工エネルギ）が加えられたとき、断層が新たに生じて塑性変形が進行するが、その断層は瞬時に再結合する。そのため本発明のチタン合金は、塑性変形を生じても破壊には至らず、優れた延性を発現するようになる。

上述のことから分るように、本発明のチタン合金は、塑性変形機構が従来の変形機構とは根本的に異なる、全く新規なものである。そして、従来の技術常識等に反して侵入型元素を増加させることによって、従来の金属材料では実現不可能であった、高強度と高延性との両立を実現させることに成功したものである。これらのことを踏まえて再考すると、本発明は、先ず、冷間加工を施すことにより得られる断層状の変形組織を有し、引張強さが 1 l O O M P a以上であることを特徴とする高強度チタン合金としても把握できる。この高強度チタン合金は、従来の変形機構とは全く異なる新規な、断層による変形組織（断層状の変形組織）を有すれば足る。このため、侵入型元素の含有量が前述したように必ずしも高くなくても良い。もっとも、侵入型元素を前述したように比較的多く含有する方が、より高強度のチタン合金を得ることができる。そこで、本発明の高強度チタン合金が、例えば、全体を 1 0 0 a t %としたときに、主成分である T iと、 1 5〜3 0 a t %の V a族元素と、 1 . 5〜 7 a t %の 0とからなると好適である。勿論、 0を N、 Cで代替させても良い。

なお、「断層状の変形組織」とは、図 1に示したような断層からなる組織である。それは、従来のような転位の関与したすべり変形組織でも、双晶変形組織でも、マルテンサイト変態の関与した変形組織でもない。

また、前述した本発明の高強度チタン合金では、引張強さの下限値を 1 0 0 0 M P aとしたが、ここでは、冷間加工によって一層高強度となっていることから、その下限値を 1 1 0 0 M P aとした。

また、引張強さ、伸びおよび両数値の組合わせについては、前述した内容が、この断層状の変形組織を有する高強度チタン合金にも該当する。

B . 高強度チタン合金の製造方法 ( 1 ) 原料粉末

原料粉末は、例えば、 15〜30 a t%の Va族元素と、 0、 Nまたは Cの侵入型元素と、 Tiとを含むものである。最終的に得られたチタン合金の組成が、全体を 100 a t %としたときに、 Va族元素が 15〜30 a t %、 0が 1. 5 〜7 a t %となるように調製すれば良い。

また、組成に拘らずに、少なくとも T iと Va族元素とを含む原料粉末を用いて、断層状の変形組織を有する高強度チタン合金を得るようにしても良い。すなわち、本発明の製造方法を、少なくとも T iと Va族元素とを含む原料粉末を加圧成形する成形工程と、該成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、該焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程と、該熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程とからなり、断層状の変形組織を有する高強度チタン合金が得られることを特徴とするものとしても良い

Ti、 V a族元素および 0等の侵入型元素以外に、原料粉末が含有する組成は、前述したチタン合金の組成に応じて決定される。例えば、 Zr、 Hf、 Sc、さらには、 Sn、 Cr、 Mo、 Mn、 Fe、 Co、 Ni、 Cおよび Bのいずれか 1 種以上の元素を、原料粉末が含んでも良い。

原料粉末に Z r、 Hfおよび S cのいずれか 1種以上の金属元素を含める場合、得られる高強度チタン合金が、全体を 100 a t %としたときに、その金属元素を合計で 0. 3 at %以上含み、かつ、 2 は15&七％以下、 H:H l Oat %以下、 S cは 30 a t %以下となるように、原料粉末を調製すると良い。

原料粉末として、例えばスポンジ粉末、水素化脱水素粉末、水素化粉末、アトマイズ粉末などを使用できる。粉末の粒子形状や粒径（粒径分布）などは特に限定されるものではなく、市販の粉末を用いることもできる。もっとも、その平均粒径が 100 zm以下、さらには 45 /m (# 325 ) 以下であると緻密な焼結体が得られて好ましい。また、原料粉末は、素粉末を混合した混合粉末でも、所望の組成をもつ合金粉末からなるものでも良い。

さらに、原料粉末は、高酸素 T i粉末や高窒素 T i粉末と、前記 Va族元素を含む合金元素粉末とを混合した混合粉末でも良い。そして、高酸素 T i粉末を用いると、 o量の管理が容易となり、本発明に係るチタン合金の生産性が向上する。高窒素 T i粉末についても同様である。このような高酸素 T i粉末は、例えば、 T i粉末を酸化雰囲気で加熱する酸化工程により得られる。

混合工程は、 V型混合機、ボールミル及び振動ミル、高エネルギーボールミル

(例えば、アトライター）等を使用して行える。

( 2 ) 成形工程

成形工程には、例えば、金型成形、 C I P成形（冷間静水圧プレス成形）、 R I P成形（ゴム静水圧ブレス成形）等を用いて行える。もっとも、この成形工程が、前記原料粉末を C I P成形する工程であると、緻密な成形体が比較的容易に得られるので好ましい。

なお、成形体の形状は、製品の最終的形状またはそれに近い形状でも良いし、中間材であるビレット形状等でもよい。

( 3 ) 焼結工程

成形体を焼結させる場合、真空又は不活性ガスの雰囲気でなされることが好ましい。また、焼結温度は、チタン合金の融点以下で、しかも成分元素が十分に拡散する温度域で行われることが好ましい。例えば、その温度範囲は 1 2 0 0 °C〜 1 6 0 0 °C、さらには 1 2 0 0〜 1 5 0 0 °Cであると好ましい。その焼結時間は 2〜5 0時間、さらには、 4〜 1 6時間であると好ましい。

( 4 ) 熱間加工工程

熱間加工を行うことにより、焼結合金の空孔等を低減して組織を緻密化させることができる。熱間加工工程は、例えば、熱間鍛造、熱間スエージ、熱間押出し等により行える。熱間加工は、大気中、不活性ガス中等のどのような雰囲気中で行っても良い。設備の管理上、大気中で行うのが経済的である。本発明の製造方法でいう熱間加工は、焼結体の緻密化のために行うものであるが、製品形状を考慮してその成形と兼ねて行っても良い。

( 5 ) 冷間加工工程

前述したように、本発明に係る高強度チタン合金は、優れた冷間加工性を有し、冷間加工が施されることで、その機械的特性が向上する。そこで、本発明の製造方法は、前記熱間加工工程後に冷間加工を行う冷間加工工程を備えることが好ましい。

ここで、「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）よりも低い温度を意味する。再結晶温度は、組成により変化するが、本発明に係るチタン合金の場合、概ね 600°C程度である。そして、通常、本発明の高強度チタン合金は、常温〜 300°Cの範囲で冷間加工される。

また、その冷間加工の程度を指標する冷間加工率 X%は、次式により定義される

X= (加工前後の断面積の変化量： S。— S) / (加工前の初期断面積： S o) X 100% 、（S。：冷間加工前の断面積、 S ：冷間加工後の断面積）本発明のチタン合金の場合、この冷間加工率を 10%以上、 30%以上、 50 %以上、 70%以上、 90%以上、さらには 99%以上とすることもできる。そして、その冷間加工率の上昇に応じて、チタン合金の強度も向上する。

この冷間加工工程は、冷間鍛造、冷間スエージ、ダイス伸線、引き抜き等により行える。また、この冷間加工を製品成形と兼ねて行っても良い。すなわち、この冷間加工工程後に得られたチタン合金は、圧延材、鍛造材、板材、線材、棒材等の素材材形状でも良いし、目的とする最終製品形状またはそれに近い形状のものでも良い。さらに、この冷間加工は、素材段階で施されるものであると好ましいが、それに限らず、素材として出荷された後に、各メーカ等で最終製品に加工する段階で行われるものでも良い。

(6) 熱処理（時効処理工程）

本発明のチタン合金またはその製造方法は、熱処理を必ずしも必要としないが、適当な熱処理を行うことにより、一層の高強度を達成することができる。その熱処理として、例えば、時効処理がある。具体的には、例えば、 200°C〜600 で 10分〜 100時間（加熱時間は、この範囲以外にも適当に選定可能）の加熱処理を行うと好適である。

この時効処理以前に冷間加工が施されていると、時効により出現する析出サイトが増加する。微細な析出相が多く分散することで、チタン合金の一層の高強度化が図られる。この時効処理を行うことで、引張強さが 140 OMPa以上、 1 6000MPa、 180 OMPaさらには 2000 MP a以上の超強力なチタン合金が容易に得られる。

(高強度チタン合金の用途）

本発明のチタン合金は、従来以上に高強度であるため、その特性にマッチする幅広い製品に利用できる。しかも、高延性で優れた冷間加工性も備えるため、冷間加工製品に本発明のチタン合金を利用すると、加工割れ等が著しく低減され、歩留り等も向上する。そのため、従来のチタン合金では、形状的に切削加工を必要とする製品でも、本発明のチタン合金によれば、冷間鍛造等により成形可能となり、チタン製品の量産化、低コスト化を図る上でも非常に有効である。

具体的には例えば、産業機械、自動車、バイク、自転車、家電品、航空宇宙機器、船舶、装身具、スポーツ · レジャ用品、生体関連品、医療器材、玩具等に、本発明の高強度チタン合金は利用される。

また、装身具として眼鏡フレームを例にとると、高強度で高延性であるため、細線材から眼鏡フレーム等への成形も容易であり、歩留りの向上も図れる。また、その細線材から眼鏡フレームによれば、眼鏡のフィット性、軽量性、装着感等がより一層向上する。

また、スポ一ヅ · レジャ用品への適用例として、ゴルフクラブを挙げることができる。例えば、ゴルフクラブのヘッド、特にフェース部分が本発明の高強度チタン合金からなる場合、その高強度を利用した薄肉化によって、ヘッドの固有振動数を従来のチタン合金よりも著しく低減させることができる。その結果、ゴルフボールの飛距離を相当伸ばせるゴルフクラブが得られる。その他、本発明の高強度チタン合金をゴルフクラブに用いると、ゴルフクラブの打感向上等も図れ、いずれにしても、ゴルフクラブの設計自由度を著しく拡大させることができる。勿論、ゴルフクラブのヘッドに限らず、そのシャフト等に本発明のチタン合金を適用しても同様である。

これ以外にも、例えば、素材（線材、棒材、角材、板材、箔材、繊維、織物等）、携帯品（時計（腕時計）、バレッタ（髪飾り）、ネックレス、ブレスレツト、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、ライタ一、万年筆のペン先、万年筆用クリップ、キーホルダ一、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、モパイルパソコン等のケース等）、エンジンバルブ用のスプリング、サスぺンシヨンスプリング、バンパー、ガスケット、ダイアフラム、ベロ一ズ、ホース、ホースバンド、ピンセット、釣り竿、釣り針、縫い針、ミシン針、注射針、スパイク、金属ブラシ、椅子、ソファ一、ベッド、クラッチ、ノ'ット、各種ワイヤ類、各種バインダ類、書類等クリップ、クッション材、各種メタルシール、エキスパンダ一、トランポリン、各種健康運動機器、車椅子、介護機器、リハビリ機器、ブラジャー、コルセット、カメラボディ一、シャツ夕一部品、暗幕、力一テン、ブラインド、気球、飛行船、テント、各種メンブラン、ヘルメット、魚網、茶濾し、傘、消防服、防弾チョッキ、燃料タンク等の各種容器類、タイヤの内張り、タイヤの補強材、自転車のシャシ一、ボルト、定規、各種トーシヨンバー、ゼンマイ、動力伝動ベルト（CVTのフープ等）等の各種分野の各種製品に、本発明の高強度チタン合金は利用され得る。

【実施例】

次に、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。

(第 1実施例）

本発明の製造方法を用いて、第 1実施例であるチタン合金を製造した。本実施例は、次に述べる試料 No. 1— 1〜： L— 10よりなる。これらの試料では、 V a族元素の割合を一定として 0量のみ変更した。つまり、 Ti— 24. 5Nb- 0. 7Ta-l. 3 Z r-χθ (a t %： xは変数）とした。なお、本実施例は、熱間加工工程後に本発明でいう冷間加工工程を行わなかった場合である。

先ず、原料粉末として、市販の水素化 ·脱水素 T i粉末（— # 325 ) と Nb 粉末（一 # 325 ) と Ta粉末（— # 325 ) と Z r粉末（— # 325 ) とを用意した。 Nb粉末、 T a粉末および Z r粉末が合金元素粉末に相当する。

次に、その T i粉末を大気中で熱処理して所定の 0量を含有した高酸素 T i粉末を製造した（酸化工程）。このときの熱処理条件は、 200°Cおよび 400°C にて 30分〜 128時間の大気中加熱である。この高酸素 T i粉末と Nb粉末、 T a粉末および Z r粉末とを、前記組成割合（at%) および表 1に示す酸素割合（at%) となるように配合し、混合して所望の混合粉末を得た（混合工程） c この混合粉末を圧力 392 MPa (4 t o n/cm²) で CI P成形（冷間静水圧成形）して、 ø 40 X 80mmの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。得られた成形体を 1. 3x 10— ³ Pa (1x 10— ⁵t orr) の真空中で 13 00°C 16時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。

この焼結体を 700〜1150。Cの大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、 10mmの丸棒を得た。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表 1に併せて示した。

(第 2実施例）

本実施例は、第 1実施例の各試料に、さらに冷間加工率 90%の冷間加工を施し、試料 No. 2— 1〜2— 10としたものである。従って、 Nb、 T aおよび Z rの組成割合は前述の通りである。また、本実施例の場合、熱間加工工程以前の工程は第 1実施例と同様であるので、熱間加工工程以降について説明する。熱間加工工程後の ø 10 mmの丸棒に、冷間スエージ機を用いて冷間スエージ加工を行い（冷間加工工程）、 04mmの丸棒を製作した。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表 2に示した。

(第 3実施例）

本発明の製造方法を用いて、第 3実施例であるチタン合金を製造した。本実施例は、次に述べる試料 No. 3— 1〜3— 10よりなる。これらの試料では、 V a族元素の割合を一定として 0量のみ変更した。つまり、 Ti— 20Nb— 3. 5 Ta-3. 5 Z r-χθ (a t % : xは変数）とした。なお、本実施例は、熱間加工工程後に本発明でいう冷間加工工程を行わなかった場合である。

先ず、原料粉末として、市販の水素化 ·脱水素 T i粉末（— # 325 ) と Nb 粉末（— # 325) と Ta粉末（一 # 325) と Z r粉末（一 # 325 ) とを用意した。 Nb粉末、 T a粉末および Zr粉末が本発明でいう合金元素粉末に相当する。

次に、前記 T i粉末を大気中で熱処理して所定の 0量を含有した高酸素 T i粉末を製造した（酸化工程）。このときの熱処理条件は、 200°Cおよび 400°C にて 30分〜 128時間の大気中加熱である。この高酸素 T i粉末と Nb粉末、 T a粉末および Zr粉末とを、前記組成割合（at%) および表 3に示す酸素割合（at%) となるように配合し混合して所望の混合粉末を得た（混合工程）。この混合粉末を圧力 392 MP a (4 t on/cm²) で C I P成形（冷間静水圧成形）して、 040 x 80mmの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。得られた成形体を 1. 3x 10— ³ Pa (1x10— ⁵t orr) の真空中で 13 00°C 16時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。

この焼結体を 700〜1150°Cの大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、 10mmの丸棒を得た。こうして得た各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表 3に併せて示した。

(第 4実施例）

本実施例は、第 3実施例の各試料にさらに冷間加工率 90%の冷間加工を施し、試料 No. 4— 1〜4ー 10としたものである。従って、 Nb、 Taおよび Z r の組成割合は前述の通りである。また、本実施例の場合、熱間加工工程以前の各工程は第 3実施例と同様であり、冷間加工工程は第 2実施例と同様である。得られた各試料について後述の各種測定を行い、その結果を表 4に示した。

(第 5実施例）

本実施例は、第 2実施例の試料 No. 2— 5に、 400°Cx 24時間の時効処理を施して（時効処理工程）、試料 No. 5— 5としたものである。この試料についても後述の各種測定を行い、その結果を表 5に示した。

(各試料の測定）

引張特性は、インストロン（メーカ名）試験機を用いて引張試験を行い、応力一歪み線図から求めた。

製造条件絞り伸び引張強さ試験片 No.

酸素量 at% 加工履歴 φ % δ % σ M Pa

1-1 2.00 熱間加工 42.4 16.9 1002

1-2 2.44 熱間加工 42.4 15.8 1009

1-3 2.48 熱間加工 43.5 15.0 1 120

1-4 2.68 熱間加工 35.8 18.2 1201

1-5 2.80 熱間加工 28.5 9.9 1233

1-6 3.32 熱間加工 20.2 8.5 1310

1-7 4.00 熱間加工 18.5 8.8 1350

1-8 4.50 熱間加工 15.0 7.0 1408

1-9 5.20 熱間加工 10.0 6.8 1433

1-10 6.00 熱間加工 1 1.8 6.1 1465

製造条件絞り伸び引張強さ flASX NO.

酸素量 at% 加工履歴 φ % δ % σ Pa

2-1 2.00 熱間 +冷間加工 47.5 11.2 1125

2-2 2.44 熱間 +冷間加工 46.7 10.9 1196

2-3 2.48 熱間 +冷間加工 49.4 10.6 1389

2-4 2.68 熱間 +冷間加工 41.7 1 1.1 1439

2-5 2.80 熱間 +冷間加工 28.5 10.7 1475

2-6 3.32 熱間 +冷間加工 21.2 10.0 1510

2-7 4.00 熱間 +冷間加工 20.0 9.5 1558

2-8 4.50 熱間 +冷間加工 14.8 8.0 1610

2-9 5.20 熱間 +冷間加工 9.9 5.0 1655

2-10 6.00 熱間 +冷間加工 8.0 5.5 1672 表 3

製造条件絞り 1甲ひ引張強さ試験片 No.

酸素量 at% 加工履歴 Φ % δ % σ MPa

3-1 2.10 熱間加工 55.9 18.5 1065

3-2 2.25 熱間加工 46.6 15.6 1096

3-3 2.46 熱間加工 48.6 15.0 1139

3-4 2.72 熱間加工 44.3 14.6 1211

3-5 2.83 熱間加工 40.3 21.0 1236

3-6 3.02 熱間加工 20.2 15.0 1325

3-7 3.87 熱間加工 13.6 8.4 1380

3-8 4.39 熱間加工 14.6 7.5 1408

3-9 5.00 熱間加工 12.2 6.9 1433

3-10 5.69 熱間加工 15.0 7.0 1465 ¾4

製造条件紋リ伸び引張強さ試験片 No.

酸素量 at% 加工履歴 φ % δ % σ MPa

4-1 2.10 熱間 +冷間加工 58.6 1 1.2 1 178

4-2 2.25 熱間 +冷間加工 50.9 10.9 1193

4-3 2.46 熱間 +冷間加工 49.4 10.6 1389

4-4 2.72 熱間 +冷間加工 48.4 1 1.1 1476

4-5 2.83 熱間 +冷間加工 41.9 11.8 1463

4-6 3.02 熱間 +冷間加工 29.5 10.7 1569

4-7 3.87 熱間 +冷間加工 18.7 9.8 1549

4-8 4.39 熱間 +冷間加工 15.3 7.6 1603

4-9 5.00 熱間 +冷間加工 10.6 6.1 1688

4-10 5.69 熱間 +冷間加工 13.4 6.3 1685 ¾5

製造条件絞り伸び引張強さ試験片 No.

酸素量 at% 加工履歴 φ % δ % σ MPa 熱間 +冷間加工

5-5 2.80 10.0 3.1 201 1

+400°C 12hr

(各供試材の評価）

表 1〜5に示した結果より、次のことが解る。

(1)強度

本発明の何れのチタン合金も、引張強さが 100 OMP a以上である。特に、冷間加工を施すと、引張強さが 1100 MP a以上に一層高強度化している。

(2) 絞りおよび伸び

本発明の高強度チタン合金は、最低でも約 10%の絞りが得られている。また、何れのチタン合金も、伸びが 3%は勿論、 5%を超え、高い伸びが得られており、実施例の各試料は非常に高延性である。

( 3 ) 酸素量

①冷間加工したチタン合金（第 2実施例）を例にとり、強度に及ぼす酸素量の影響を以下に総括する。

本発明のチタン合金は、強度の向上が著しく、最大で 170 OMPa程度の高強度材料が得られた。また、高酸素量であっても、約 10%以上の絞りが確保されている。伸びは酸素量が 4. 5 at %まで増加してもほとんど低下せず、 10 %近い値を示している。

通常のチタン合金は、酸素量を 0. 7 at %以下、最大でも 1. Oat%以下に抑えるように製造される。酸素量が増加すると、強度は向上するものの、伸びが低下するからである。特に高強度材の場合には、酸素量がかなり厳しく管理されることが常識であった。

にも拘らず、本発明の高強度チタン合金の場合、酸素量が増加してもその延性がほとんど低下せず、高延性を発現した。これは正に特異な現象であり、本発明のチタン合金が従来のチタン合金とは全く異なるものであることを示す一つである ο

②次に、酸素量の変化による引張強さおよび伸びへの影響を、本発明のチタン合金と従来のチタン合金とについて具体的に調べた。これをグラフにしたものを図 5に示す。

図 5に示した冷間加工材（冷間加工率（CW) 90%) は、 Ti一 8. 9Nb - 11. 5 T a- 2. 7 V-0. 08 Z r (a t ) の組成をもつ本発明に係るチ夕ン合金であり、上述した実施例 1および実施例 2と同様の方法で製造したものである。また、各データの測定方法も前述の通りである。

これに対する比較材は、特開 2001— 140028号公報の実施例 1〜3に開示された高強度チタン合金をベースにしたものである。つまり、 wt%で、 T i-5%Al-2%Sn-2%Zr-4 Mo-4%Cr-x%0 (a t%で、 T i-8. 9%Al-0. 8%Sn- 1. l%Zr - 2. 0%Mo- 3. 7%C r-y%0) の組成をもつ溶製材からなるものである。言うまでもないが、少なくとも V a族元素の組成に関して、その比較材と本発明に係るチタン合金と全く相違している。

図 5を観ると、本発明に係るチタン合金も比較材も、 0量の増加と共に高強度化していることは明らかである。

しかし、比較材の場合、その高強度化に伴って、伸び（延性）が著しく低下している。

これに対し、本発明に係るチタン合金は、高強度化しているのみならず、 0量が増加しても、伸びはほとんど低下していない。例えば、 0量が 1. 5& ％を越えるような高酸素領域ですら、 10%前後の高い伸びを安定的に持続している _c このため、本発明のチタン合金を用いれば、比較材のような従来のチタン合金と異なり、高強度であると共に優れた加工性が得られ、製品の加工、成形等に要するコスト削減や歩留り等の向上を図れる。

このように、本発明の高強度チタン合金によれば、高強度と高延性との両立により、これまで特殊な分野に使用が限定されていたチタン合金の利用拡大が一層図られる。また、本発明の製造方法によれば、そのような高強度チタン合金を容易に得ることができる。

Claims

請求の範囲

1. 全体を 100原子％ (a t %) としたときに、主成分であるチタン（T i) と、 15~30at %の V a族元素と、 1. 5〜7 a t %の酸素（0) とを含み、

引張強さが 1000 MP a以上であることを特徴とする高強度チタン合金。

2. 冷間加工を施すことにより得られる断層状の変形組織を有し、

引張強さが 1100 MP a以上であることを特徴とする高強度チタン合金。

3. 全体を 100 a t %としたときに、主成分である T iと、 15~30at %の V a族元素と、 1. 5〜7 at %の 0とを含む請求の範囲第 2項に記載の高強度チタン合金。

4. 伸びが 3%以上である請求の範囲第 1項〜第 3項のいずれかに記載の高強度チタン合金。

5. 前記 0は、 1. 8~6. 5 at %である請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

6. さらに、窒素（N) を 1. 5〜7. 0 at %含む請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

7. さらに、炭素（C) を 1. 5〜7. Oat%含む請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

8. 前記 Va族元素は、バナジウム（V) 、ニオブ（Nb) およびタンタル (Ta) のいずれか 1種以上である請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

9. 前記 Va族元素は、合計で 18〜27 a t%である請求の範囲第 8項に記載の高強度チタン合金。

10. さらに、ジルコニウム（Zr)、ハフニウム（Hf) およびスカンジゥム（Sc) のいずれか 1種以上の金属元素を合計で 0. 3 a t%以上含み、

21^は15& ％以下、 Hfは 10at%以下、 S cは 30 a t %以下である請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

11. さらに、 1〜13 a t%以下のスズ（Sn) を含む請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

12. さらに、クロム（Cr) 、モリブデン（Mo) 、マンガン（Mn) 、鉄 (Fe) 、コバルト（Co) およびニッケル（Ni) のいずれか 1種以上の金属元素を合計で 0. l at%以上含み、

C rと Mnと F eとはそれそれ 30 a t %以下、 Moは 20a t%以下、 Co と N iはそれそれ 13 a t %以下である請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

13. さらに、 0. 5~ 12 a t %のアルミニウム（A1) を含む請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チ夕ン合金。

14. さらに、 0. 2〜6. 0at%のホウ素（B) を含む請求の範囲第 1項または第 3項に記載の高強度チタン合金。

15. 処理温度を 200° (〜 500°Cとする時効処理を施した請求の範囲第 1 項〜第 3項のいずれかに記載の高強度チタン合金。

16. 全体を 100 a t%としたときに、主成分である T iと、 15~30 a t%の Va族元素と、 1. 5〜7 a t %のとを含み、

17. 全体を 100 aセ％としたときに、主成分である T iと、 15〜30a t%の Va族元素と、 1. 5〜7 a t %の0とを含み、

引張強さが 100 OMPa以上であることを特徴とする高強度チタン合金。

18. 全体を 100 at %としたときに、主成分である T iと、 15〜30 a t%の Va族元素と、合計で 1. 5〜7 a t %の1^および Cとを含み、

19. 少なくとも T iと Va族元素とを含む原料粉末を加圧成形する成形工程と、

該成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させる焼結工程と、

該焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程とからなり、

全体を 100 at %としたときに、 Va族元素を 15〜30 a t %、 0を 1. 5〜 7 a t %含む高強度チタン合金が得られることを特徴とする高強度チタン合金の製造方法。

20. さらに、前記熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程を備える請求の範囲第 19項に記載の高強度チタン合金の製造方法。

21. 少なくとも Tiと Va族元素とを含む原料粉末を加圧成形する成形工程と、

該焼結工程で得られた焼結体を熱間加工して緻密化する熱間加工工程と、該熱間加工工程後の焼結体に冷間加工を施す冷間加工工程とからなり、断層状の変形組織を有する高強度チタン合金が得られることを特徴とする高強度チタン合金の製造方法。

22. さらに、前記冷間加工工程後に得られた冷間加工材に、処理温度を 20 0°C~500°Cとする時効処理を施す時効処理工程を備える請求の範囲第 20項または第 21項に記載の高強度チタン合金の製造方法。

23. 前記原料粉末は、高酸素 T i粉末と V a族元素を含む合金元素粉末とを混合した混合粉末である請求の範囲第 19項または第 21項に記載の高強度チタン合金の製造方法。

24. 前記高酸素 Ti粉末は、 T i粉末を酸化雰囲気で加熱する酸化工程により得られる粉末である請求の範囲第 23項に記載の高強度チタン合金の製造方法 _c

25. 前記原料粉末は、さらに、 Zr、 Hfおよび S cのいずれか 1種以上の金属元素を含み、

前記高強度チタン合金は、全体を 100& ％としたときに、該金属元素を合計で 0. 3 at %以上含むと共に、 2 は15&七％以下、 Hfは 10&七％以下、 S cは 30 at %以下である請求の範囲第 19項または第 21項に記載の高強度チタン合金の製造方法。

26. 前記原料粉末は、さらに、 Sn、 Cr、 Mo、 Mn、 Fe、 Co、 Ni、 Cおよび Bのいずれか 1種以上の元素を含む請求の範囲第 19項または第 21項に記載の高強度チタン合金の製造方法。

27. 前記成形工程は、前記原料粉末を泠間静水圧プレス（CIP) 成形する工程である請求の範囲第 19項または第 21項に記載の高強度チタン合金の製造方¾。