CN102510908A - 纳米结晶钛合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供高强度并具备良好的加工性、适合于以汽车为代表的各种结构用材料的Ti合金及其制造方法。将以α’马氏体相作为组织的合金在出现动态再结晶的条件下进行热加工。加工条件为以升温速度50～800℃/秒进行加热，在700～800℃的温度下应变速度为0.01～10/秒，在超过800℃且低于1000℃的温度下为0.1～10/秒的应变速度，使应变为0.5以上。由此，获得平均晶粒直径小于1000nm的等轴晶。

Description

纳米结晶钛合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度Ti合金及其制造方法，特别是，涉及通过热加工而具有纳米结晶的拥有高强度且良好加工性的Ti合金及其制造方法。

背景技术

以往，在作为汽车用部件所使用的Ti合金中，需要高强度的悬簧、发动机用阀簧和两轮车用悬簧中主要使用了冷加工性优异、并可通过热处理较为简单地获得高强度的一般被分类为β型的β型Ti合金。然而，β型Ti合金通常是将在高温下稳定的β相通过固溶处理而变成在室温为亚稳定的物质，从而需要大量含有作为昂贵元素的V、Mo和Cr等β稳定化元素。因此，对低廉材料且具有同等强度的Ti合金部件的需求逐渐提高。

此外，β型Ti合金通过α相析出时效处理等热处理来提高强度，但对于机构部件，实用上疲劳强度是重要的。然而，β型Ti合金的破坏通过由析出的α相粒内或α相与β相的边界产生裂纹而发生，认为裂纹的发生均是由于α相与β相的弹性应变差等的原因。因此，在β型Ti合金这样的通过利用时效处理从β基体相析出α相而强化的结构中，即使静态强度优异，疲劳强度的提高也有限度。基于这样的情况，从成本、强度方面考虑，要求在汽车部件中应用昂贵的β相稳定化元素量少、且易于变形、强度低的β相少的近α型、α＋β型Ti合金。

另一方面，如例如专利文献1中公开的那样，对于被分类为代表性的α＋β型的Ti－6Al－4V(质量%)合金，其强度、延展性和韧性等机械性质的平衡良好，因此具有占全部Ti合金生产量的约70%这样高的普及率。由此，Ti－6Al－4V合金具有价格低廉，成分、原材料强度的偏差少等的优点。

这样的Ti－6Al－4V合金的机械性质主要取决于组织的形态，根据为等轴晶组织、针状(acicular)组织或为它们的混合(bimodal)组织，特性、强度受到影响。一般而言，等轴晶组织的强度、伸长率、疲劳裂纹的发生抗力性和塑性加工性优异。针状晶组织的蠕变抗力性、破坏韧性和对裂纹传播的抗力性优异。此外，混合组织具有各个组织的长处。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许第3789852号公报。

发明内容

发明要解决的课题

以往的Ti－6Al－4V合金利用加工进行的组织控制主要通过在β或α＋β二相稳定温度区域的热加工来进行。在该情况下，作为热加工前的起始组织，使用了等轴晶α＋β相、针状晶α＋β相的组织。本发明人等认为，为了获得加工成部件形状的加工性优异并兼备高强度的原材料，晶粒的微细化是有效的，将等轴晶α＋β相、针状晶α＋β相的组织作为起始组织，尝试了各种加工热处理，但即使α晶粒直径小，也会形成微米级或与粗大晶粒混合而成为不均匀的组织，而且不限于形成等轴晶，从而不能期待加工成部件形状的加工性及其机械特性。

本发明的目的是提供Ti合金及其制造方法，该Ti合金通过大幅提高廉价且普及率高的Ti－6Al－4V系一般标准组成合金、或被分类为近α型或α＋β型的组织的Ti合金的加工性、强度和韧性，从而适合作为代替以汽车用部件为代表的结构部件的β型Ti合金的材料。并且，β型Ti合金是指具有下述组成的合金，所述组成是被分类为可以在室温下形成亚稳定的β相后进行时效硬化的Ti合金的组成。

用于解决课题的方法

本发明人等研究了如下内容：不为β型Ti合金组成，通过固溶处理后的常规冷却不是形成室温下为单相的β相，而是形成α相率多的被分类为近α型或α＋β型的低廉Ti合金组成。而且发现一种Ti合金，其通过使难以成型加工成部件的α相从晶粒直径为微米级的以往组织形成纳米级的微细等轴晶组织，从而加工成部件的加工性和韧性优异，另外通过尽量减少β相，从而可以期待高强度和高疲劳强度。进一步地，实现了以到目前为止未被利用过的α’马氏体作为起始组织的Ti合金的纳米晶粒组织的形成和均匀化，从而完成了本发明。

Ti合金的缺口敏感性高，一旦产生裂纹，裂纹传播速度就会比钢材还快。因此，本发明人等认为除了由晶粒微细化导致的强度提高以外，而且通过使等轴晶为主要组织，对于初期裂纹生成的抗力性得到提高，本发明人等想到了如果通过加工而生成均匀且微细的等轴晶，则强度和韧性会提高，可以期待疲劳强度的改善。进一步地，得出以下结论：如果在热加工中发生动态再结晶，在受到应变0.5以上的变形的区域生成80%以上的等轴晶，由此形成位错密度非常低的微细等轴晶组织，则对于加工的抗力性降低，加工成部件形状的加工性提高。

如果在固溶处理后淬火Ti合金，则生成α’马氏体晶，其为在固溶淬火过程中以无扩散相变形成的结晶相，没有发现β相直至室温而直接残留的β型Ti合金。α’马氏体晶为针状，晶体结构与平衡α晶同样地为密排六方晶（稠密六方晶）结构，但与平衡α晶的不同之处可列举：通过骤冷而形成热不稳定的结晶相，针状组织中具有大量的缺陷(α’(10－11)双晶、α’(0001)上的叠层缺陷或位错等)等。并且，“－1”表示在1上带有横杠(－)。段落0018的说明中也是同样的。因此，本发明人等认为，这样的叠层缺陷或位错的聚集处在能量上不稳定，容易作为α的再结晶核生成部位起作用，因此与α＋β相相比，成为核生成部位的位置大量地存在，如果将该组织作为起始组织进行热加工，则均匀且微细的纳米级的等轴晶易于大范围生成。

即，本发明的Ti合金的制造方法的特征在于，对于作为热加工的起始组织的、主要由通过从β转变温度进行骤冷而生成的α’马氏体相构成的材料，进行出现动态再结晶的加工。

这里，出现动态再结晶的加工具体是指进行如下加工：以升温速度50～800℃/秒进行加热，在700～800℃的温度范围以应变速度为0.01～10/秒的速度使应变为0.5以上。或者进行如下加工：在超过800℃且低于1000℃的温度范围以0.1～10/秒的应变速度使应变为0.5以上。作为热加工法，采用冲压加工或挤出加工等、在加工时出现动态再结晶的加工方法。进一步地，在热加工后，以20℃/秒以上的速度进行冷却，以避免动态再结晶中生成的纳米级的晶粒粗大化。

如上所述制造的Ti合金为一般被分类为近α型和/或α＋β型Ti合金的配合组成，包含均匀地分散有平均晶粒直径小于1000nm的等轴晶的组织。并且，可使用加速电压为20kV的SEM/EBSD法以50000倍观察辨别的最小晶粒直径为98nm，因此本发明中的晶粒直径的最小值实质上为98nm。这里，α＋β型Ti合金是根据通常的铸造等的冷却速度而在常温下β相以面积比率计为10～50%的Ti合金，近α型Ti合金为包含1～2质量%的V、Cr、Mo等β相稳定化元素的Ti合金，其是根据相同冷却速度而在常温下的β相以面积比率计为超过0%且小于10%的Ti合金。然而，以将它们骤冷并在几乎整个区域(利用X射线衍射法检测不到β相的水平)形成α’马氏体组织的材料作为起始材料进行热加工后而得的本发明中，期望β相的面积比率为1.0%以下。其理由是，如果β相的面积比率超过1.0%，则在α相与β相的界面发生破坏的可能性提高，引起疲劳强度的降低。并且，β相在常温超过50面积%、不引起马氏体相变的情况为β型合金。

对于上述这样的结晶，由利用EBSD法的GOS图也可知，是在结晶内部几乎没有导入位错的微细且均匀的组织，可以期待与以往的Ti合金相比、其强度的提高和加工成部件形状的加工性的提高。

在上述专利文献1中，作为Ti－6Al－4Vα＋β型合金的强化方法，使用了α’马氏体。专利文献1中，通过热处理在α’马氏体中使针状α晶析出，使强度和韧性提高，同时改善屈服强度和硬度以及韧性。然而，在专利文献1的晶粒大的一般组织中，硬度与韧性存在反比例的关系，不能期待可以同时提高韧性和硬度。此外，韧性的测定由拉伸试验后的试样断裂面的拉深率预测，但没有比较例的记载，难以进行韧性的准确判断。

与此相对，本发明中，大幅提高了Ti合金的加工性、强度和韧性。以下，在本发明的高强度Ti合金及其制造方法中，对如上所述特定组织和制造方法的理由进行说明。

本制法中的作为用于形成作为起始组织的α’马氏体组织的Ti合金组成，通常被分类为近α型或α＋β型Ti合金的组成是合适的。例如，如果采用通常被分类为α型Ti合金的组成，为了整体生成α’马氏体而从β转变温度以上进行骤冷，则β转变温度移动至更为高温的区域，由此在加热能量上变得没有效率，同时由于在一定温度区域时生成脆性的α2相(例如Ti₃Al)，因此不能几乎整体上获得α’马氏体组织。此外，确认了由于近β型和β型Ti合金在常温下亚稳定地维持β相，因此即使进行骤冷处理，也不能得到通过X射线衍射或上述EBSD分析检测不到β相这样程度的、几乎整体上形成α’马氏体相的组织，β相残存。因此，不能期待获得利用了α’马氏体的均匀且微细的动态再结晶组织。另一方面，通常被分类为近α型和α＋β型Ti合金的组成中，进行相同处理后、以相同分析水平几乎检测不到β相。因此，优选被分类为近α型和α＋β型Ti合金的组成。

将α’马氏体相作为起始组织的理由是，其为热不稳定的相，针状组织中具有大量的缺陷，因此该缺陷位置容易作为再结晶核生成部位而起作用。此外，对于针状α＋β混合组织，作为a轴方向的α＜11－20＞的位错主要移动，与此相对，对于α’马氏体，通过除了a轴方向以外，c轴方向的位错也活跃地移动，由此变形能力比α高，进一步地，该针状组织的位错交叉点与α＋β混合组织相比为多方向且增多。该交叉点作为核生成部位起作用，通过热加工，起始组织与α＋β相相比存在非常多的核生成部位，因此利用α’马氏体相作为热加工的起始组织是有利的。

以下说明上述数值限定的根据。以下的数值限定是在下述前提下进行研究的结果，所述前提是在短时间进行加热(防止平衡相的粗大析出)，加工(产出无数的再结晶核生成部位)后进行骤冷(再结晶的生长抑制)的前提，以避免提供给起始组织的能量(热、时间)有引起晶粒粗大化、向平衡α＋β相的相变的余裕。

升温速度：50～800℃/秒

由于起始组织的α’马氏体相为热不稳定的相，因此如果升温速度低于50℃/秒，则相变为平衡α＋β相的时间形成余裕。另一方面，如果升温速度超过800℃/秒，则虽然也取决于被加工材料的尺寸，但实际的加热方法、一系列的工序中的温度控制变得困难。此外，在想要宽范围地得到本发明中获得的组织的形成区域的情况下，表面与内部的温度差过大，有限度。进一步地，在超过800℃/秒的升温速度下，原材料的流动性在表面与内部的差增大，加工时产生裂缝，因此不优选。由此，使Ti合金的升温速度为50～800℃/秒。

热加工温度为700～800℃时，应变速度：0.01～10/秒

热加工温度为超过800℃且低于1000℃时，应变速度：0.1～10/秒

应变：0.5以上

上述热加工条件为下述条件：Ti合金的动态再结晶活跃地发生，使α’马氏体相作为加工起始组织时，均匀且微细的等轴晶的平均晶粒直径小于1000nm。加工温度低于700℃时，温度越低，用于动态再结晶的驱动能量越不足，被加工部的动态再结晶区域少且不均匀化，作为整个组织，形成通过加工而拉伸的粗大α晶和不均匀的动态再结晶了的纳米结晶组织的混合组织。或者，有时也不发生动态再结晶，不生成纳米结晶组织。另一方面，如果使加工温度为1000℃以上，则β相的生成和生长速度剧增，平衡β相粗大化。而且，之后通过冷却至室温，相变成粗大α相、针状组织。

接着，在加工温度为700～800℃时的应变速度低于0.01/秒、加工温度超过800℃且低于1000℃时的应变速度低于0.1/秒的情况下，在本发明的各加工温度范围内，组织遭受α＋β相变和其晶粒粗大化的时间延迟，动态再结晶的优点消失。此外，如果考虑实际操作，则存在生产性降低等问题。另一方面，在应变速度超过10/秒时，由于由快速的加工速度引起的形变抗力的剧增、由此产生的被加工材料的裂缝以及对加工装置的过大负担，因此是不实用的。

此外，平均晶粒直径小于1000nm的等轴晶需要为组织的80%以上。这是因为，如果上述这样的组织的面积比率低于80%，则不能显著地表现市场所要求的强度和韧性的提高。即，Ti合金的整体的80%以上需要受到产生动态再结晶的加工。因此，由加工导致的应变需要为0.5以上。此外，上述这样的组织的面积比率优选为90%以上，因此期望应变为0.8以上。并且，在通过背散射电子束衍射(EBSD)法得到的GOS图的测定中，在等轴晶中的晶粒内的取向角度差小于3°时，可以确认位错密度低、发生对部件形状加工性有效的动态再结晶。因此，进行加工，使得通过这样的测定得到的面积比率为80%以上，优选为90%以上。此外，上述这样的组织不一定需要在材料整体中形成，根据制品的使用方法，可以仅在作用应力高的表层侧等需要的区域应用本发明的加工条件，在其加工部内以本发明中规定的面积比率来形成。

规定上述的0.5的应变是因为，由获得上述组织的例如700～900℃的热加工中的形变抗力曲线来看，在初始应变时迎来形变抗力的最大值，然后产生应变减少，直至应变低于0.5为止(加工软化现象)，在0.5以上动态再结晶几乎结束，由此确认了为几乎一定的形变抗力状态。

并且，本发明中的应变通过下述数1来表示。

[数1]

加工后的冷却速度：20℃/秒以上

为了在热加工后不使通过动态再结晶而生成的纳米晶粒粗大化，需要以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却。

期望本发明的Ti合金是由4～9质量%的Al、2～10质量%的V、剩余为Ti和不可避免的杂质组成的Ti合金。此外，期望平均晶粒直径为600nm以下。此外，期望硬度为360HV以上且0.2%弯曲屈服强度为1400MPa以上。

发明的效果

根据本发明，通过大幅提高廉价且普及率高的Ti－6Al－4V系一般标准组成合金、或被分类为近α型或α＋β型的组织的Ti合金的加工性、强度和韧性，从而提供适合作为代替以汽车用部件为代表的结构部件的β型Ti合金材料的Ti合金。

附图说明

图1为表示作为本发明实施例的起始材料的包含α’马氏体相的Ti－6Al－4V一般标准组成合金的组织的图。

图2为表示将作为本发明实施例的、起始组织为α’马氏体组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金以加工温度800℃、应变速度10/秒进行加工而成的物质的、3点弯曲试验后的断裂面的图。

图3为表示将作为比较例的、起始组织为α＋β混晶组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金以加工温度800℃、应变速度10/秒进行加工而成的物质的，3点弯曲试验后的断裂面的图。

图4为表示将加工前起始组织为α’马氏体的原材料和α＋β混晶组织的原材料在本发明的加工条件下进行加工中的形变抗力变化的图。

图5为加工前起始组织满足本发明的条件、加工条件满足本发明条件的物质和加工条件不满足本发明条件的物质的在加工温度700～1000℃、应变速度0.001～10/秒时的背散射电子衍射图像的IPF图。

图6为表示将作为本发明的条件的起始组织为α’马氏体组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金以加工温度800℃、应变速度10/秒进行了加工时的背散射电子衍射图像的IPF图的图。

图7为表示将作为本发明的条件的起始组织为α’马氏体组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金以加工温度800℃、应变速度10/秒进行了加工时的背散射电子衍射图像的GOS图的图。

图8为表示加工前起始组织不满足本发明必要条件、加工条件满足本发明必要条件的物质和加工条件不满足本发明必要条件的物质的在加工温度700～1000℃、应变速度0.001～10/秒时的背散射电子衍射图像的IPF图的图。

图9为表示作为比较例的起始组织为α＋β混合组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金在加工温度800℃、应变速度10/秒的情况下的背散射电子衍射图像的IPF图的图。

图10为表示作为比较例的起始组织为α＋β混合组织的Ti－6Al－4V一般标准组成合金在加工温度800℃、应变速度10/秒的情况下的背散射电子衍射图像的GOS图的图。

图11为表示作为本发明材料和比较材料的3点弯曲试验结果的、断裂伸长率和0.2%弯曲屈服强度的关系的图。

图12为表示本发明材料的平均晶粒直径和0.2%弯曲屈服强度的关系的图。

实施例

在已预先加热的电阻炉中将工业上通用的Ti－6Al－4V一般标准组成合金(5级)在1050℃保持1小时，然后进行冰水冷却，准备α’马氏体相的Ti－6Al－4V合金作为起始组织材料。图1表示α’马氏体组织。试样的高度为12mm、直径为8mm，装置使用作为热加工模拟器的サーメックマスター－Z(富士电波工机(株))，对试样进行轴对称压缩加工。在选自700～1000℃的范围的各温度下保持5秒后进行加工，使加工时的应变速度为选自0.001～10/秒内的各值，使通过加工得到的最终应变量为0.8。此外，使加工前的升温速度直到(加工温度－100℃)为止为100℃/秒，从(加工温度－100℃)开始为50℃/秒。此外，使加工后的冷却速度为25℃/秒。

此外，作为比较例，对于将未进行固溶淬火处理的α＋β混晶组织作为起始组织材料的Ti－6Al－4V合金，在相同加工条件下进行热加工。热加工后，对加工中心部的截面，通过在扫描电子显微镜(日本电子(株)JSM－7000F)上安装的背散射电子衍射(EBSD)装置((株)TSLソリューションズ制，OIM　ver4.6)进行晶粒直径、β相面积比率和位错密度的评价。晶粒直径和各结晶取向由可以基于EBSD像进行分析的IPF(反极点，Inverse　Pole　Figure，以结晶取向差5°以上为晶界)图来判定。同样地，β相的面积比率由相图(α相与β相的晶体结构的不同)来判定，位错密度通过GOS(Grain　Orientation　Spread)图分析来判定。即，在结晶内的某EBSD焦点与其相邻点之间的结晶取向角度偏差小于3°时，判断为通过晶粒内的位错密度极低的再结晶而生成的结晶，测定其面积比率。机械性质进行3点弯曲试验，求出0.2%弯曲屈服强度。此外，还进行了试样的中心部的硬度测定。

图4表示对于加工前起始组织为作为本发明必要条件的α’马氏体组织的组织和作为比较组织的α＋β混晶组织，伴随以加工温度700℃、应变速度1/秒进行加工时的应变的形变抗力的变化。在将本发明必要条件作为起始组织进行加工时，在应变0.05附近观察到加工软化现象的峰值后，在应变0.5以上时形变抗力稳定。这暗示了通过如前所述的动态再结晶而生成位错密度低的微细等轴晶。另一方面，暗示了比较例的α＋β混晶起始组织的形变抗力不大变化，加工中途没有发生显著的组织变化。

图5表示加工前起始组织满足本发明必要条件、加工条件满足本发明必要条件的物质和加工条件不满足本发明必要条件的物质的背散射电子衍射图像的IPF图。判定在加工温度700～1000℃、应变速度0.001～10/秒的范围进行加工，直至应变为0.8附近时，在本发明范围内生成了均匀的纳米等轴晶。而且，由结晶取向分析结果可知，本发明例为无取向组织，在复杂的部件形状加工性上具有优势。然而，在本发明范围外，生成了粗大的α晶和针状组织。

图6表示通过本发明的实施例(加工条件800℃、应变速度10/秒)的EBSD法获得的IPF图，图7表示GOS图。由IPF图可知，无取向地生成均匀且微细的纳米等轴晶。此外，由GOS图可知，小于3°的结晶取向角度偏差区域在观察视场内为94.3%，从而确认是通过位错密度非常低的动态再结晶而生成的纳米结晶。

图8表示加工前起始组织不满足本发明必要条件、加工条件满足本发明必要条件的物质和加工条件不满足本发明必要条件的物质的通过EBSD法获得的IPF图。在加工温度700～1000℃、应变速度0.001～10/秒的范围进行加工，直至应变为0.8附近时，确认生成微米尺寸的结晶和粗大α晶的混晶组织、或粗大针状组织，不能期待机械性质的提高。

图9表示作为比较例的通过图8所示的加工条件(800℃、应变速度10/秒)的EBSD法而得的IPF图，图10表示GOS图。由IPF图可知粗大α相大量残存，在其周围存在有动态再结晶。此外，由GOS图判定，小于3°的结晶取向角度偏差停留在61.1%，3°以上的区域多，组织整体的位错密度非常高。

表1表示加工前起始组织满足本发明必要条件、加工条件满足本发明必要条件的物质和加工条件不满足本发明必要条件的物质的背散射电子衍射图像和机械特性的测定结果。此外，图12表示表1中的平均晶粒直径与0.2%弯曲屈服强度的关系。在加工温度为700℃和800℃且应变速度为0.01～10/秒的范围进行加工时，生成纳米等轴晶，β相比率也为0.8以下，因此在α相与β相的界面处的破坏难以发生。由GOS图的测定结果可知占据0～3°以下的结晶取向角度偏差的面积也为80%以上，确认了均匀且微细的纳米等轴晶的生成。特别是，如图12所示，平均晶粒直径为600nm以下时，0.2%弯曲屈服强度飞跃地提高，为450nm以下时进一步提高。而且，在370nm获得了1806MPa这样的最高值。因此，确认了平均晶粒直径为600nm以下，优选为450nm以下，进一步优选为370nm以下。另一方面，即使为α’马氏体起始材料，在其加工温度、应变速度与本发明条件不同时，也会形成针状或晶粒粗大化等，不是所期望的组织。

[表1]

加工前起始组织为作为α’马氏体的Ti－6Al－4V

表2表示加工前起始组织不满足本发明必要条件、加工条件满足本发明必要条件的物质和加工条件不满足本发明必要条件的物质的背散射电子衍射图像和机械特性的测定结果。在将等轴晶作为起始材料时，几乎在全部区域形成粗大α晶＋微细结晶，成为不均匀的组织。此外，可知β相的面积比率高，α相与β相的界面的面积多。

[表2]

加工前起始组织为作为α＋β混晶组织的Ti－6Al－4V

图11表示在加工温度为800℃、应变速度为10/秒、应变为0.8附近进行加工时的、本发明(起始组织为α’马氏体)和比较例(起始组织为α＋β混晶)的3点弯曲试验结果。在实施例的情况下，可知3点弯曲试验的0.2%弯曲屈服强度和最大弯曲应力高。断裂伸长率也为20%以上，与钢铁材料的情况下形成纳米结晶时拉伸试验结果的断裂伸长率为1～3%进行比较，在本实施例的情况下，3点弯曲试验的结果为20%以上的良好结果，可以具有充分的制品加工性，实现实用上良好的韧性(强度×延展性)的提高。

图2表示上述3点弯曲试验后中心部的断裂面照片。在起始组织为α’马氏体相且以加工温度为800℃、应变速度为10/秒、应变为0.8附近进行加工时，纳米等轴晶均匀地分布，由此形成了均匀并且微细的凹痕图案，显示高韧性，而且暗示了高疲劳强度。

图3表示比较例的3点弯曲试验后中心部的断裂面照片。确认了在α＋β混合组织起始组织的加工温度为800℃、应变速度为10/秒、应变为0.8进行加工时，通过一部分动态再结晶而变微细的区域为凹痕图案，但粗大α相所存在的区域为碎裂(へき壊)图案，韧性、疲劳强度未提高。

Claims (11)

1.Ti合金，其特征在于，是一般被分类为近α型和/或α＋β型Ti合金的配合组成，包含均匀分散有平均晶粒直径小于1000nm的等轴晶的组织。

2.根据权利要求1所述的Ti合金，其特征在于，是由4～9质量%的Al、2～10质量%的V、其余为Ti和不可避免的杂质组成的Ti合金。

3.根据权利要求1或2所述的Ti合金，其特征在于，在通过加工而受到组织变形的部分的任意截面，组织的面积比率为80%以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的Ti合金，其特征在于，对于上述等轴晶，在由背散射电子束衍射(EBSD)法得到的相图的测定中，β相面积比率超过0%且为1.0%以下。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的Ti合金，其特征在于，在由背散射电子束衍射(EBSD)法得到的GOS图的测定中，上述等轴晶的晶粒内的取向角度差小于3°的结晶的面积比率为80%以上。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的Ti合金，其特征在于，平均晶粒直径为600nm以下。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的Ti合金，其特征在于，硬度为360HV以上，0.2%弯曲屈服强度为1400MPa以上。

8.Ti合金的制造方法，其特征在于，采用出现动态再结晶的加工方法来加工Ti合金，所述Ti合金是具有通过从β转变温度以上的温度进行骤冷而生成的α’马氏体相的、由4～9质量%的Al、2～10质量%的V、其余为Ti和不可避免的杂质组成的Ti合金。

9.根据权利要求8所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，以50～800℃/秒的升温速度进行加热，在700～800℃的温度范围以0.01～10/秒的应变速度进行应变为0.5以上的加工，或在超过800℃且低于1000℃的加工温度下以0.1～10/秒的应变速度进行应变为0.5以上的加工，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却。

10.根据权利要求9所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，从室温开始以100℃/秒的升温速度进行加热，从比加工温度低100℃的温度开始以50℃/秒进行加热。

11.根据权利要求9或10所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，在700～800℃的加工温度下以0.01～10/秒的应变速度进行应变为0.8以上的加工。

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