JP2004162181A - Torsion bar made of titanium alloy - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a torsion bar made of a titanium alloy consisting of a titanium alloy having a low Young's modulus, high strength and high elastic deformability. <P>SOLUTION: The torsion bar made of a titanium alloy at least comprises the group Va (vanadium group) element(s) and titanium (Ti) as the main component. As for stress to be applied, within an elastic deformation region in the range from 0 to a tensile elastic limit strength defined as a stress when permanent strain truly reaches 0.2% by a tensile test, the tilt of a tangent on a stress-strain diagram obtained by the tensile test reduces in accordance with the increase of the stress. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

本発明は、チタン合金からなるチタン合金製トーションバーに関するものである。詳しくは、低ヤング率、高弾性変形能、高強度なチタン合金を用いたチタン合金製トーションバーに関するものである。   The present invention relates to a titanium alloy torsion bar made of a titanium alloy. More specifically, the present invention relates to a titanium alloy torsion bar using a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformation capacity, and a high strength.

チタン合金は比強度に優れるため、航空、軍事、宇宙、深海探査等の分野で従来から使用されてきた。自動車分野でも、レーシングエンジンのバルブリテーナやコネクテング・ロッド等にチタン合金が使用されている。また、チタン合金は耐食性にも優れるため、腐食環境下で使用されることも多い。例えば、化学プラントや海洋建築物等の資材に、また、凍結防止剤による腐食防止等を目的として自動車のフロント・バンパ・ロウアーやリア・バンパ・ロウアー等に使用されている。さらに、その軽量性（比強度）と耐アレルギー性（耐食性）に着目して、腕時計等の装身具にチタン合金が使用されている。このように、多種多様な分野でチタン合金が使用されており、代表的なチタン合金として、例えば、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ（α合金）、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（α−β合金）、Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ（β合金）等がある。   Titanium alloys have been used in the fields of aviation, military, space, deep sea exploration and the like because of their excellent specific strength. Also in the automotive field, titanium alloys are used for valve retainers, connecting rods and the like of racing engines. Also, titanium alloys are often used in a corrosive environment because of their excellent corrosion resistance. For example, it is used for materials such as chemical plants and marine buildings, and also for front bumper lowers and rear bumper lowers of automobiles for the purpose of preventing corrosion by an antifreezing agent. Furthermore, attention has been paid to their lightness (specific strength) and allergic resistance (corrosion resistance), and titanium alloys have been used for accessories such as watches. As described above, titanium alloys are used in various fields, and typical titanium alloys include, for example, Ti-5Al-2.5Sn (α alloy), Ti-6Al-4V (α-β alloy), Ti-13V-11Cr-3Al (β alloy) and the like.

ところで、従来のチタン合金は、主にその優れた比強度や耐食性が注目されて使用されることが多かったが、最近では、チタン合金（例えば、β合金）の低ヤング率が注目されて使用されることも多い。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ている。具体例を挙げて説明すると、人工骨に低ヤング率のチタン合金を使用した場合、そのヤング率が人骨のヤング率（約３０ＧＰａ程度）に近づき、その人工骨は比強度、耐食性に加え生体適合性に優れたものとなる。また、低ヤング率のチタン合金からなる眼鏡フレームは、圧迫感を与えずに身体に柔軟にフィットし、また、衝撃吸収性にも優れる。また、ゴルフクラブのシャフトやヘッドに低ヤング率のチタン合金を使用すると、しなやかなシャフトや固有振動数の低いヘッドが得られ、ゴルフボールの飛距離が伸びると言われている。また、低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度のチタン合金からなるスプリングが得られれば、その巻数等を増加させずに低いバネ定数を達成でき、その軽量コンパクト化が可能となる。   By the way, conventional titanium alloys are often used mainly because of their excellent specific strength and corrosion resistance. Recently, however, low Young's modulus of titanium alloys (for example, β alloy) has been used. It is often done. For example, titanium alloys having a low Young's modulus are used for biocompatible products (for example, artificial bones and the like), accessories (for example, frames for glasses), sports equipment (for example, golf clubs), springs, and the like. If a titanium alloy having a low Young's modulus is used as an artificial bone, the Young's modulus approaches the Young's modulus of human bone (about 30 GPa), and the artificial bone is biocompatible in addition to specific strength and corrosion resistance. It will be excellent in property. In addition, the eyeglass frame made of a titanium alloy having a low Young's modulus fits the body flexibly without giving a feeling of oppression, and has excellent shock absorption. It is also said that the use of a titanium alloy having a low Young's modulus for the shaft or head of a golf club results in a flexible shaft or a head having a low natural frequency, thereby increasing the flight distance of the golf ball. If a spring made of a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformation capacity and a high strength can be obtained, a low spring constant can be achieved without increasing the number of turns and the like, and the weight and size can be reduced.

このような事情を下に、本発明者は、各種分野で利用拡大を一層図れる、従来レベルを超越した低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度のチタン合金を開発することを考えた。そして、先ず、低ヤング率のチタン合金に関する従来技術を調査したところ下記のような特許文献１〜９が発見された。   Under such circumstances, the present inventor considered to develop a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformability, and a high strength exceeding the conventional level, which can be further expanded in various fields. Then, first, when the prior art relating to a titanium alloy having a low Young's modulus was investigated, the following Patent Documents 1 to 9 were discovered.

a.特許文献１
この公報には、ＮｂとＴａとを合計で２０〜６０重量％含むチタン合金が開示されている。具体的には、先ず、その組成となるように原料を溶解し、ボタンインゴットを鋳造する。次に、そのボタンインゴットに冷間圧延、溶体化処理、時効処理を行う。これにより、７５ＧＰａ以下という低ヤング率をもつチタン合金を得ている。
しかし、この公報に開示された実施例から解るように、低ヤング率と共に引張強度も低下しており、低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度のチタン合金は得られていない。また、チタン合金を製品に成形する際に必要となる冷間加工性については、何ら開示されていない。 a. Patent Document 1
This publication discloses a titanium alloy containing a total of 20 to 60% by weight of Nb and Ta. Specifically, first, a raw material is dissolved so as to have the composition, and a button ingot is cast. Next, the button ingot is subjected to cold rolling, solution treatment, and aging treatment. As a result, a titanium alloy having a low Young's modulus of 75 GPa or less is obtained.
However, as can be seen from the examples disclosed in this publication, the tensile strength is lowered along with the low Young's modulus, and a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformability and a high strength has not been obtained. Further, there is no disclosure about cold workability required for forming a titanium alloy into a product.

b.特許文献２
この公報には、「Ｎｂ：１０〜４０重量％、Ｖ：１〜１０重量％、Ａｌ：２〜８重量％、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ：各１重量％以下、Ｚｒ：３重量％以下、Ｏ：０．０５〜０．３重量％、残部がＴｉからなる冷間加工性に優れたチタン合金」が開示されている。
具体的には、その組成となる原料をプラズマ溶解、真空アーク溶解、熱間鍛造、固溶化処理することにより冷間加工性に優れたチタン合金を得ている。
しかし、そのヤング率や弾性変形能ならびに引張強度については、公報に何ら記載されていない。また、そのチタン合金によれば、圧縮割れの発生しない最大の変形率として、ｌｎ（ｈ0／ｈ）：１．３５〜１．４５が得られるとあるが、これを後述の冷間加工率に換算すると、高々５０％程度に過ぎない。 b. Patent Document 2
In this publication, "Nb: 10 to 40% by weight, V: 1 to 10% by weight, Al: 2 to 8% by weight, Fe, Cr, Mn: 1% by weight or less, Zr: 3% by weight or less, O : 0.05 to 0.3% by weight, with the balance being Ti and having excellent cold workability ”.
Specifically, a titanium alloy having excellent cold workability is obtained by subjecting the raw material having the composition to plasma melting, vacuum arc melting, hot forging, and solution treatment.
However, there is no description in the gazette about its Young's modulus, elastic deformability and tensile strength. Further, according to the titanium alloy, ln (h 0 / h) : 1.35 to 1.45 can be obtained as the maximum deformation rate at which no compression crack occurs. When converted to, it is only about 50% at most.

c.特許文献３
この公報には、２０〜４０重量％のＮｂと４．５〜２５重量％のＴａと２．５〜１３重量％のＺｒと残部が実質的にＴｉとからなり、ヤング率が６５ＧＰａ以下のチタン合金で形成された医療器具が開示されている。 c. Patent Document 3
This publication discloses that titanium having 20 to 40% by weight of Nb, 4.5 to 25% by weight of Ta, 2.5 to 13% by weight of Zr, and substantially the remainder Ti, and having a Young's modulus of 65 GPa or less. A medical device formed of an alloy is disclosed.

d.特許文献４〜６
これらの公報には、低ヤング率で高強度のチタン合金が開示されているが、ヤング率が７５ＧＰａ以下で引張強度が７００ＭＰａ以上のチタン合金は、Ｔｉ−１３Ｎｂ−１３Ｚｒが開示されているのみである。しかも、弾性限強度や弾性変形能に関しては一切開示されていない。また、請求の範囲には、Ｎｂ：３５〜５０重量％とあるが、それに相当する具体的な実施例は何ら開示されていない。 d. Patent documents 4 to 6
In these publications, a titanium alloy having a low Young's modulus and a high strength is disclosed, but as for a titanium alloy having a Young's modulus of 75 GPa or less and a tensile strength of 700 MPa or more, only Ti-13Nb-13Zr is disclosed. is there. Moreover, there is no disclosure about the elastic limit strength or elastic deformability. In the claims, Nb: 35 to 50% by weight, but no specific example corresponding thereto is disclosed.

e.特許文献７
この公報には、「Ｔｉを４０〜６０重量％を含有し、残部が実質上Ｎｂよりなる金属装飾品」が開示されている。具体的には、Ｔｉ−４５Ｎｂの組成原料をアーク溶解後、鋳造、鍛造圧延し、得られたＮｂ合金を冷間深絞加工することにより金属装飾品を得ている。しかし、その公報には、具体的な冷間加工性について何ら記載されていない。
また、そのＮｂ合金のヤング率や引張強度等については何ら記載がない。 e. Patent Document 7
This official gazette discloses "a metal decorative article containing 40 to 60% by weight of Ti and the balance substantially consisting of Nb." Specifically, a metal decorative article is obtained by arc-melting a Ti-45Nb composition raw material, casting, forging and rolling, and subjecting the obtained Nb alloy to cold deep drawing. However, that publication does not describe any specific cold workability.
There is no description about the Young's modulus or tensile strength of the Nb alloy.

f.特許文献８
この公報には、「１０重量％から２５重量％未満のバナジウムを含み、酸素含有量を０．２５重量％以下とし、そしてが残部チタンおよび不可避的不純物からなるゴルフドライバーヘッド用材料」が開示されている。しかし、その使用合金のヤング率は、８０〜９０ＧＰａ程度に過ぎない。 f. Patent Document 8
This publication discloses "a golf driver head material containing 10% to less than 25% by weight of vanadium, having an oxygen content of 0.25% by weight or less, and the balance of titanium and unavoidable impurities." ing. However, the Young's modulus of the alloy used is only about 80 to 90 GPa.

g.特許文献９
この公報には、「超弾性を有するＮｉ−Ｔｉ合金のロストワックス精密鋳造法により製作したゴルフクラブのヘッド」が開示されている。この公報には、Ｎｂ、Ｖ等を若干添加しても良い旨が記載されているが、それらの具体的な組成に関しては何ら記載されておらず、また、ヤング率、弾性変形能ならびに引張強度に関しても何ら開示されていない。 g. Patent Document 9
This publication discloses "a golf club head manufactured by a lost wax precision casting method of a Ni-Ti alloy having superelasticity". This publication states that Nb, V, etc. may be added to some extent, but does not disclose any specific composition thereof, and furthermore, Young's modulus, elastic deformability and tensile strength. Is not disclosed at all.

参考までに、従来のチタン合金のヤング率について付言しておくと、α合金で１１５ＧＰａ程度であり、α＋β合金（例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金）で１１０ＧＰａ程度であり、β合金（例えば、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ）の溶体化処理材で８０ＧＰａ程度、時効処理後では１１０ＧＰａ程度である。また、本発明者らが試験調査したところ、前記特許文献９のニッケル・チタン合金ではヤング率が９０ＧＰａ程度であった。
特開平１０−２１９３７５号公報 特開平２−１６３３３４号公報 特開平８−２９９４２８号公報 特開平６−７３４７５号公報 特開平６−２３３８１１号公報 特表平１０−５０１７１９号公報 特開昭６１−１５７６５２号公報 特開平６−２４０３９０号公報 特開平５−１１１５５４号公報 For reference, the Young's modulus of a conventional titanium alloy is to be added. The α alloy is about 115 GPa, the α + β alloy (eg, Ti-6Al-4V alloy) is about 110 GPa, and the β alloy (eg, Ti The solution-treated material of -15V-3Cr-3Al-3Sn) is about 80 GPa, and about 110 GPa after aging treatment. Further, as a result of a test and investigation by the present inventors, the nickel-titanium alloy of Patent Document 9 had a Young's modulus of about 90 GPa.
JP-A-10-219375 JP-A-2-163334 JP-A-8-299428 JP-A-6-73475 JP-A-6-233811 Japanese Patent Publication No. Hei 10-501719 JP-A-61-157652 JP-A-6-240390 JP-A-5-111554

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、前述したように、従来レベルを超越した低ヤング率、高弾性変形能、高強度なチタン合金からなるチタン合金製トーションバーを提供することを目的とする。
また、低ヤング率、高弾性変形能、高強度であると共に、成形が容易な冷間加工性に優れたチタン合金を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances. That is, as described above, an object of the present invention is to provide a titanium alloy torsion bar made of a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformability, and a high strength, which exceeds conventional levels.
It is another object of the present invention to provide a titanium alloy which has a low Young's modulus, a high elastic deformability, a high strength, and is easily formed and has excellent cold workability.

本発明者は、この課題を解決すべく鋭意研究し各種系統的実験を重ねた結果、Ｖａ族元素とチタンとからなる、低ヤング率かつ高弾性変形能で高強度のチタン合金を開発し、本発明を完成するに至たものである。
（１）すなわち、本発明のチタン合金製トーションバーは、少なくともＶａ族（バナジウム族）元素と主成分であるチタン（Ｔｉ）とを含み、
加える応力が、０から引張試験で真に永久歪みが０．２％に到達したときの応力として定義される引張弾性限強度までの範囲にある弾性変形域内で、
該引張試験により得られた応力−歪み線図上の接線の傾きが応力の増加に伴って減少する特性を示すことを特徴とするチタン合金からなる。
チタンと適量のＶａ族元素との組合わせにより、従来になく低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度のチタン合金が得られた。本発明は、そのチタン合金をトーションバーに利用して、その機能性の向上や設計自由度の拡大を図ったものである。
ここで、例えば、Ｖａ族元素を３０〜６０質量％とすると好適である。３０質量％未満では十分な平均ヤング率の低下を図れず、一方、６０質量％を超えると十分な弾性変形能や引張強度が得られず、チタン合金の密度が上昇して、比強度の低下を招くからである。また、６０質量％を越えると、材料偏析が生じ易くなり、材料の均質性が損われて、強度のみならず靱性や延性の低下も招き易くなるからである。 The inventor of the present invention has conducted intensive research and various systematic experiments to solve this problem, and as a result, has developed a titanium alloy having a low Young's modulus and a high elastic deformation capability and a high strength, which is composed of a Va group element and titanium, The present invention has been completed.
(1) That is, the titanium alloy torsion bar of the present invention contains at least a Va group (vanadium group) element and titanium (Ti) as a main component,
Within the elastic deformation range, the applied stress ranges from 0 to the tensile elastic limit strength defined as the stress when the permanent set reaches 0.2% in the tensile test.
It is made of a titanium alloy characterized in that the inclination of the tangent line on the stress-strain diagram obtained by the tensile test shows a characteristic of decreasing as the stress increases.
By combining titanium with an appropriate amount of Va group element, a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformability and a high strength was obtained as never before. In the present invention, the titanium alloy is used for a torsion bar to improve its functionality and expand its design flexibility.
Here, for example, it is preferable to set the Va group element to 30 to 60% by mass. If the amount is less than 30% by mass, a sufficient decrease in the average Young's modulus cannot be achieved, while if it exceeds 60% by mass, sufficient elastic deformation capacity and tensile strength cannot be obtained, and the density of the titanium alloy increases, and the specific strength decreases. This is because On the other hand, if it exceeds 60% by mass, segregation of the material is liable to occur, and the homogeneity of the material is impaired, and not only strength but also toughness and ductility are likely to be reduced.

そして、本発明者は、このチタン合金が優れた冷間加工性を備えることも確認している。
その組成のチタン合金が何故、低ヤング率かつ高弾性変形能で高強度となり、また冷間加工性に優れるのか、未だ定かではない。もっとも、これまでに為された本発明者による懸命な調査研究から、それらの特性について、次のように考えることができる。
つまり、本発明者が本発明のチタン合金に係る一試料を調査した結果、このチタン合金に冷間加工を施しても、転位がほとんど導入されず、一部の方向に（１１０）面が非常に強く配向した組織を呈していることが明らかになった。しかも、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）で観察した１１１回折点を用いた暗視野像において、試料の傾斜と共に像のコントラストが移動していくのが観察された。これは観察している（１１１）面が湾曲していることを示唆しており、これは、高倍率の格子像直接観察によっても確認された。しかも、この（１１１）面の湾曲の曲率半径は５００〜６００ｎｍ程度と極めて小さなものであった。このことは、本発明のチタン合金は、転位の導入ではなく、結晶面の湾曲によって加工の影響を緩和すると言う、従来の金属材料では全く知られていない性質を有することを意味している。
また、転位は、１１０回折点を強く励起した状態で、極一部に観察されたが、１１０回折点の励起をなくすとほとんど観察されなかった。これは、転位周辺の変位成分が著しく＜１１０＞方向に偏っていることを示しており、本発明のチタン合金は非常に強い弾性異方性を有することを示唆している。理由は定かではないが、この弾性異方性も、本発明に係るチタン合金の優れた冷間加工性、低ヤング率、高弾性変形能、高強度の発現、等と密接に関係していると考えられる。 The present inventors have also confirmed that this titanium alloy has excellent cold workability.
It is not yet clear why the titanium alloy of the composition has a low Young's modulus, a high elastic deformability, a high strength, and excellent cold workability. However, based on the intense research and research conducted by the present inventors so far, their characteristics can be considered as follows.
In other words, as a result of the present inventor's investigation of one sample relating to the titanium alloy of the present invention, even if this titanium alloy was subjected to cold working, dislocations were hardly introduced, and the (110) plane was extremely in some directions. It was clarified that a highly oriented structure was exhibited. Moreover, in the dark-field image using the 111 diffraction points observed with a TEM (transmission electron microscope), it was observed that the contrast of the image moved with the inclination of the sample. This suggests that the observed (111) plane is curved, which was also confirmed by direct observation of a high-magnification lattice image. Moreover, the radius of curvature of the curvature of the (111) plane was as extremely small as about 500 to 600 nm. This means that the titanium alloy of the present invention has a property that is not known at all with conventional metal materials, in that the effect of processing is reduced by the curvature of the crystal plane, not by the introduction of dislocations.
In addition, dislocations were observed in a very small part in a state where the 110 diffraction point was strongly excited, but were hardly observed when the excitation at the 110 diffraction point was eliminated. This indicates that the displacement component around the dislocation is remarkably biased in the <110> direction, suggesting that the titanium alloy of the present invention has a very strong elastic anisotropy. Although the reason is not clear, this elastic anisotropy is also closely related to the excellent cold workability, low Young's modulus, high elastic deformability, and high strength of the titanium alloy according to the present invention. it is conceivable that.

なお、Ｖａ族元素は、バナジウム、ニオブ、タンタルの一種でも複数種でも良い。これらの元素はいずれもβ相安定化元素であるが、必ずしも、本発明のチタン合金が従来のβ合金であることを意味するものではない。
また、熱処理は必ずしも必要ではないが、熱処理を行なうことにより、一層の高強度化を図ることも可能である。 The Va group element may be one kind of vanadium, niobium, or tantalum, or may be a plurality of kinds. Each of these elements is a β-phase stabilizing element, but does not necessarily mean that the titanium alloy of the present invention is a conventional β alloy.
Although heat treatment is not always necessary, it is possible to achieve higher strength by performing heat treatment.

本発明のチタン合金は、引張弾性限強度が７００ＭＰａ以上であると好適である。この引張弾性限強度は、順に、７５０ＭＰａ以上、８００ＭＰａ以上、８５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上となるほど好ましい。
「引張弾性限強度」とは、試験片への荷重の負荷と除荷とを徐々に繰り返して行う引張試験において、永久伸び（歪み）が０．２％に到達したときの負荷していた応力を言う。つまり、引張弾性限強度は、引張試験で真に永久歪みが０．２％に到達したときの応力として定義される。
また、平均ヤング率が７５ＧＰａ以下であると好適である。この平均ヤング率は、順に、７０ＧＰａ以下、６５ＧＰａ以下、６０ＧＰａ以下および５５ＧＰａ以下となるほど好ましい。 The titanium alloy of the present invention preferably has a tensile elastic limit strength of 700 MPa or more. The tensile elastic limit strength is preferably 750 MPa or more, 800 MPa or more, 850 MPa or more, and 900 MPa or more in this order.
"Tensile elastic limit strength" refers to the stress applied when the permanent elongation (strain) reaches 0.2% in a tensile test in which loading and unloading of the test piece are gradually repeated. Say In other words, the tensile elastic limit strength is defined as the stress when the permanent set truly reaches 0.2% in the tensile test.
Further, it is preferable that the average Young's modulus is 75 GPa or less. The average Young's modulus is preferably 70 GPa or less, 65 GPa or less, 60 GPa or less, and 55 GPa or less.

「平均ヤング率」とは、厳密な意味でのヤング率の「平均」を指すものではなく、本発明のチタン合金を代表するヤング率という意味である。具体的には、前記引張試験により得られた応力（荷重）−歪み（伸び）線図において、引張弾性限強度の１／２に相当する応力位置での曲線の傾き（接線の傾き）を平均ヤング率とした。従って、平均ヤング率は、引張試験により得られた応力−歪み線図上の接線の傾きから求まるヤング率を代表するものであって、前記引張弾性限強度の１／２に相当する応力位置での接線の傾きとして定義される。
そして、高い引張弾性限強度と、低い平均ヤング率と、前述した特異な応力−歪み関係との組合わせによって、本発明のチタン合金は優れた高弾性変形能を発現する。 “Average Young's modulus” does not indicate “average” of Young's modulus in a strict sense, but means a Young's modulus representative of the titanium alloy of the present invention. Specifically, in the stress (load) -strain (elongation) diagram obtained by the tensile test, the slope (tangent slope) of the curve at the stress position corresponding to の of the tensile elastic limit strength is averaged. The Young's modulus was used. Therefore, the average Young's modulus is representative of the Young's modulus obtained from the slope of the tangent line on the stress-strain diagram obtained by the tensile test, and at the stress position corresponding to 1/2 of the tensile elastic limit strength. Is defined as the slope of the tangent of
The combination of the high tensile elastic limit strength, the low average Young's modulus, and the above-described unique stress-strain relationship enables the titanium alloy of the present invention to exhibit excellent high elastic deformability.

ちなみに、「引張強度」は、前記引張試験において、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。
なお、本願でいう「高弾性変形能」は、前記引張弾性限強度内における試験片の伸びが大きいことを意味する。また、本願でいう「低ヤング率」とは、前記平均ヤング率が、従来の一般的なヤング率に対して小さいことを意味する。さらに、本願でいう「高強度」とは、前記引張弾性限強度または前記引張強度が大きいことを意味する。 Incidentally, the "tensile strength" is a stress obtained by dividing the load immediately before the final fracture of the test piece by the cross-sectional area of the parallel portion of the test piece before the test in the tensile test.
The “high elastic deformability” in the present application means that the test piece has a large elongation within the tensile elastic limit strength. In addition, the “low Young's modulus” in the present application means that the average Young's modulus is smaller than a conventional general Young's modulus. Further, “high strength” in the present application means that the tensile elastic limit strength or the tensile strength is large.

なお、本発明のチタン合金製トーションバーは、種々の形態を含むチタン合金からなる。そのチタン合金の形態は、素材（例えば、鋳塊、スラブ、ビレット、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）などでも良い（以下同様）。   The titanium alloy torsion bar of the present invention is made of a titanium alloy including various forms. The form of the titanium alloy is not limited to a raw material (eg, ingot, slab, billet, sintered body, rolled product, forged product, wire, plate, bar, etc.), and a titanium alloy member (for example, Intermediate products, final products, some of them, etc.) (the same applies hereinafter).

（２）また、本発明のチタン合金は、焼結合金であると好適である。
本発明は、チタンと適量のＶａ族元素とからなる焼結合金（焼結チタン合金）が低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度という機械的性質をもつ、という発見に基づくものである。
そして、本発明者は、このチタン合金が優れた冷間加工性を備えることも確認している。Ｖａ族元素が３０〜６０質量％であると好ましいのは、前述した通りである。
その組成のチタン合金が何故、低ヤング率かつ高弾性変形能で高強度となり、また冷間加工性に優れるのか、未だ定かではないが、現状では、その理由を前述したように考えている。 (2) The titanium alloy of the present invention is preferably a sintered alloy.
The present invention is based on the discovery that a sintered alloy (sintered titanium alloy) composed of titanium and an appropriate amount of a Group Va element has mechanical properties such as low Young's modulus, high elastic deformability and high strength.
The present inventors have also confirmed that this titanium alloy has excellent cold workability. The reason why the group Va element is preferably 30 to 60% by mass is as described above.
It is not yet clear why the titanium alloy of the composition has low Young's modulus, high elastic deformation capability, high strength, and excellent cold workability, but at present, the reason is considered as described above.

（３）本発明のチタン合金は、例えば、チタンとＶａ族元素とを含む少なくとも二種以上の原料粉末を混合する混合工程と、該混合工程により得られた混合粉末を所定形状の成形体に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を経て得られる。 (3) The titanium alloy of the present invention comprises, for example, a mixing step of mixing at least two or more kinds of raw material powders containing titanium and a Va group element, and forming the mixed powder obtained by the mixing step into a compact having a predetermined shape. It is obtained through a forming step of forming and a sintering step of heating and sintering the formed body obtained in the forming step.

この製造方法（以下、適宜、「焼結法」と称する。）は、前述のチタン合金の製造に適するものである。
前述した特許公報等からも解るように、従来のチタン合金は、チタン原料（例えば、スポンジチタン）と合金原料とを溶解後、鋳造し、その後得られた鋳塊をさらに圧延して製造されることが多かった（以下、この方法を、適宜、「溶解法」と称する。）。
しかし、チタンは融点が高く高温で非常に活性であるため、溶解自体難しく、溶解に特殊な装置を必要とする場合が多い。また、溶解中の組成コントロールが難しく、多重溶解等を行う必要もある。さらに、本発明のチタン合金のように、合金成分（特に、β安定化元素）を多量に含有するチタン合金は、溶解・鋳造時に成分のマクロ的な偏析が避け難く、安定した品質のチタン合金を得ることは難しい。 This manufacturing method (hereinafter, appropriately referred to as “sintering method”) is suitable for manufacturing the above-described titanium alloy.
As can be seen from the above-mentioned patent publications and the like, a conventional titanium alloy is manufactured by melting a titanium raw material (for example, titanium sponge) and an alloy raw material, casting, and then rolling the obtained ingot further. (Hereinafter, this method is referred to as “dissolution method” as appropriate).
However, since titanium has a high melting point and is very active at high temperatures, dissolution itself is difficult, and a special apparatus is often required for dissolution. Further, it is difficult to control the composition during dissolution, and it is necessary to perform multiple dissolution and the like. Furthermore, as in the titanium alloy of the present invention, a titanium alloy containing a large amount of an alloy component (particularly, a β-stabilizing element) is difficult to avoid macro segregation of the component during melting and casting. It is difficult to get.

これに対し、本発明の焼結法によれば、原材料を溶解させる必要がないため、溶解法のような欠点がなく、本発明に係るチタン合金を効率良く製造することができる。
具体的には、混合工程により、原料粉末が均一に混合されるため、マクロ的に均一なチタン合金が容易に得られる。また、成形工程により、当初から所望の形状をもった成形体が成形されるため、その後の加工工数の低減が図られる。なお、成形体は、板材や棒材等の素材形状をしていても、最終製品の形状をしていても、また、それらに至る手前の中間品の形状をしていても良い。そして、焼結工程では、チタン合金の融点よりもかなり低い温度で成形体を焼結させることができ、溶解法のような特殊な装置を必要とせず、また、経済的で効率的な製造が可能となる。
なお、本発明の製造方法は、混合工程を考慮して原料粉末を二種以上としたものであり、いわゆる素粉末（混合）法に基づくものである。 On the other hand, according to the sintering method of the present invention, since the raw materials do not need to be melted, there is no disadvantage such as the melting method, and the titanium alloy according to the present invention can be efficiently produced.
Specifically, since the raw material powder is uniformly mixed in the mixing step, a macroscopically uniform titanium alloy can be easily obtained. In addition, since a molded body having a desired shape is molded from the beginning by the molding step, the number of subsequent processing steps can be reduced. The molded body may be in the form of a material such as a plate or a bar, may be in the form of a final product, or may be in the form of an intermediate product before reaching them. In the sintering process, the compact can be sintered at a temperature much lower than the melting point of the titanium alloy, and does not require special equipment such as a melting method, and is economically and efficiently manufactured. It becomes possible.
The production method of the present invention uses two or more raw material powders in consideration of the mixing step, and is based on a so-called elementary powder (mixing) method.

（４）本発明のチタン合金は、チタンと少なくともＶａ族元素とを含む原料粉末を所定形状の容器に充填する充填工程と、該充填工程後に熱間静水圧法（ＨＩＰ法）を用いて該容器中の該原料粉末を焼結させる焼結工程とからなる製造方法によっても得られる。 (4) The titanium alloy of the present invention is obtained by filling a raw material powder containing titanium and at least a Group Va element into a container having a predetermined shape, and using a hot isostatic method (HIP method) after the filling step. And a sintering step of sintering the raw material powder in the container.

この製造方法によれば、前述の混合工程および／または成形工程を必ずしも必要としない。また、本発明の製造方法によれば、いわゆる合金粉末法を可能にする。このため、使用できる原料粉末の種類も広がり、二種以上の純金属粉末や合金粉末を混合した混合粉末のみならず、前述したまたは後述する、本発明のチタン合金の組成をもつ合金粉末を使用することができる。そして、ＨＩＰ法を用いることにより、緻密な焼結チタン合金を得ることもでき、製品形状が複雑であってもネットシェイプが可能となる。
なお、前記各元素の組成範囲を「ｘ〜ｙ質量％」という形式で示したが、これは特に断らない限り、下限値（ｘ質量％）および上限値（ｙ質量％）も含む意味である。 According to this manufacturing method, the above-described mixing step and / or molding step are not necessarily required. Further, according to the manufacturing method of the present invention, a so-called alloy powder method is made possible. For this reason, the types of raw material powders that can be used are widened, and not only a mixed powder obtained by mixing two or more kinds of pure metal powders or alloy powders, but also an alloy powder having the above-described or later-described titanium alloy composition of the present invention is used. can do. By using the HIP method, a dense sintered titanium alloy can be obtained, and a net shape can be obtained even if the product shape is complicated.
In addition, although the composition range of each element is shown in the form of “x to y mass%”, this means that the lower limit (x mass%) and the upper limit (y mass%) are included unless otherwise specified. .

（チタン合金）
（１）平均ヤング率と引張弾性限強度
本発明のチタン合金に関する平均ヤング率と引張弾性限強度とについて、以下に図１Ａ、Ｂを用いて詳述する。図１Ａは、本発明に係るチタン合金の応力−伸び（歪み）線図を模式的に示した図であり、図１Ｂは、従来のチタン合金（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金）の応力−伸び（歪み）線図を模式的に示した図である。 (Titanium alloy)
(1) Average Young's Modulus and Tensile Elastic Limit Strength The average Young's modulus and tensile elastic limit strength of the titanium alloy of the present invention will be described in detail below with reference to FIGS. 1A and 1B. FIG. 1A is a diagram schematically showing a stress-elongation (strain) diagram of the titanium alloy according to the present invention, and FIG. 1B is a diagram showing the stress-elongation (titanium alloy (Ti-6Al-4V alloy)) of the conventional titanium alloy (Ti-6Al-4V alloy). FIG. 3 is a diagram schematically showing a (distortion) diagram.

a.図１Ｂに示すように、従来の金属材料では、先ず、引張応力の増加に比例して伸びが直線的に増加する（Ｉ’−Ｉ間）。そして、その直線の傾きによって従来の金属材料のヤング率は求められる。換言すれば、そのヤング率は、引張応力（公称応力）をそれと比例関係にある歪み（公称歪み）で除した値となる。
このように応力と伸び（歪み）とが比例関係にある直線域（Ｉ’−Ｉ間）では、変形が弾性的であり、例えば、応力を除荷すれば、試験片の変形である伸びは０に戻る。しかし、さらにその直線域を超えて引張応力を加えると、従来の金属材料は塑性変形を始め、応力を除荷しても、試験片の伸びは０に戻らず、永久伸びを生じる。 a. As shown in FIG. 1B, in the conventional metal material, first, the elongation linearly increases in proportion to the increase in the tensile stress (between I′-I). Then, the Young's modulus of the conventional metal material is obtained from the inclination of the straight line. In other words, the Young's modulus is a value obtained by dividing the tensile stress (nominal stress) by the strain proportional to the tensile stress (nominal strain).
In the linear region (between I ′ and I) where the stress and the elongation (strain) are in a proportional relationship as described above, the deformation is elastic. Return to 0. However, when a tensile stress is further applied beyond the linear region, the conventional metal material starts to plastically deform, and even when the stress is unloaded, the elongation of the test piece does not return to zero and permanent elongation occurs.

通常、永久伸びが０．２％となる応力σｐを０．２％耐力と称している（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）。この０．２％耐力は、応力−伸び（歪み）線図上で、弾性変形域の直線（Ｉ’−Ｉ：立ち上がり部の接線）を０．２％伸び（歪み）分だけ平行移動した直線（II’−II）と応力―伸び（歪み）曲線との交点（位置II）における応力でもある。
従来の金属材料の場合、通常、「伸びが０．２％程度を超えると、永久伸びになる」という経験則に基づき、０．２％耐力≒引張弾性限強度と考えれられている。逆に、この０．２％耐力内であれば、応力と歪みとの関係は概ね直線的または弾性的であると考えられる。 Usually, the stress σp at which the permanent elongation becomes 0.2% is referred to as 0.2% proof stress (JIS Z 2241). The 0.2% proof stress is a straight line obtained by translating a straight line (I′-I: tangent line at the rising portion) in the elastic deformation region by 0.2% elongation (strain) on the stress-elongation (strain) diagram. It is also the stress at the intersection (position II) of (II'-II) and the stress-elongation (strain) curve.
In the case of a conventional metal material, it is generally considered that 0.2% proof stress ≒ tensile elastic limit strength based on an empirical rule that “when elongation exceeds about 0.2%, permanent elongation is achieved”. Conversely, within this 0.2% proof stress, the relationship between stress and strain is considered to be generally linear or elastic.

b.ところが、図１Ａの応力−伸び（歪み）線図からも解るように、このような従来の概念は、本発明のチタン合金には当てはまらない。理由は定かではないが、本発明のチタン合金の場合、弾性変形域において応力―伸び（歪み）線図が直線とはならず、上に凸な曲線（Ｉ’−II）となり、除荷すると同曲線Ｉ−Ｉ’に沿って伸びが０に戻ったり、II−II’に沿って永久伸びを生じたりする。
このように、本発明のチタン合金では、弾性変形域（Ｉ’−Ｉ）ですら、応力と伸び（歪み）とが直線的な関係になく、応力が増加すれば、急激に伸び（歪み）が増加する。また、除荷した場合も同様であり、応力と伸び（歪み）とが直線的な関係になく、応力が減少すれば、急激に伸び（歪み）が減少する。このような特徴が本発明のチタン合金の高弾性変形能として発現していると思われる。 b. However, as can be seen from the stress-elongation (strain) diagram of FIG. 1A, such a conventional concept does not apply to the titanium alloy of the present invention. Although the reason is not clear, in the case of the titanium alloy of the present invention, the stress-elongation (strain) diagram does not become a straight line in the elastic deformation region, but becomes an upwardly convex curve (I′-II). The elongation returns to zero along the same curve II ', or causes permanent elongation along II-II'.
Thus, in the titanium alloy of the present invention, even in the elastic deformation region (I′-I), the stress and the elongation (strain) do not have a linear relationship. Increase. The same applies to the case where the load is unloaded. The stress and the elongation (strain) do not have a linear relationship. When the stress decreases, the elongation (strain) decreases rapidly. It is considered that such a feature appears as the high elastic deformation ability of the titanium alloy of the present invention.

ところで、本発明のチタン合金の場合、図１Ａからも解るように、応力が増加するほど応力−伸び（歪み）線図上の接線の傾きが減少している。このように、弾性変形域において、応力と伸び（歪み）とが直線的に変化しないため、従来の方法で本発明のチタン合金のヤング率を定義することは適切ではない。
また、本発明のチタン合金の場合、応力と伸び（歪み）とが直線的に変化しないため、従来と同様の方法で０．２％耐力（σｐ’）≒引張弾性限強度と評価することも適切ではない。つまり、従来の方法により求まる０．２％耐力では、本来の引張弾性限強度よりも著しく小さい値となってしまい、もはや、０．２％耐力≒引張弾性限強度と考えることはできない。 By the way, in the case of the titanium alloy of the present invention, as can be seen from FIG. 1A, as the stress increases, the inclination of the tangent line on the stress-elongation (strain) diagram decreases. As described above, since the stress and the elongation (strain) do not change linearly in the elastic deformation region, it is not appropriate to define the Young's modulus of the titanium alloy of the present invention by a conventional method.
In the case of the titanium alloy of the present invention, since the stress and the elongation (strain) do not change linearly, it is also possible to evaluate 0.2% proof stress (σp ') ≒ tensile elastic limit strength by the same method as in the past. Not appropriate. That is, with the 0.2% proof stress obtained by the conventional method, the value is significantly smaller than the original tensile elastic limit strength, and it can no longer be considered that 0.2% proof stress ≒ tensile elastic limit strength.

そこで、本来の定義に戻って、本発明のチタン合金の引張弾性限強度（σｅ）を前述したように求めることとし（図１Ａ中のII位置）、また、本発明のチタン合金のヤング率として、前述の平均ヤング率を導入することとした。
なお、図１Ａおよび図１Ｂ中、σｔは引張強度であり、εｅは本発明のチタン合金の引張弾性限強度（σｅ）における伸び（歪み）であり、εｐは従来の金属材料の０．２％耐力（σｐ）における伸び（歪み）である。 Therefore, returning to the original definition, the tensile elastic limit strength (σe) of the titanium alloy of the present invention is determined as described above (position II in FIG. 1A), and the Young's modulus of the titanium alloy of the present invention is The above-mentioned average Young's modulus was introduced.
1A and 1B, σt is the tensile strength, εe is the elongation (strain) in the tensile elastic limit strength (σe) of the titanium alloy of the present invention, and εp is 0.2% of the conventional metal material. Elongation (strain) in proof stress (σp).

（２）組成
a.本発明のチタン合金は、全体を１００質量％とした場合に、ジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素を合計で２０質量％以下含むと、好適である。
ジルコニウムとハフニウムとは、チタン合金の低ヤング率化と高強度化に有効である。また、これらの元素は、チタンと同族（ＩＶａ族）元素であり、全率固溶型の中性的元素であるため、Ｖａ族元素によるチタン合金の低ヤング率化を妨げることもない。
また、スカンジウムは、チタンに固溶した場合、Ｖａ族元素と共にチタン原子間の結合エネルギーを特異的に低下させ、ヤング率をさらに低下させる有効な元素である（参考資料：Ｐｒｏc.９ｔｈ Ｗｏｒｌｄ Ｃｏｎf.ｏｎ Ｔｉｔａｎｉｕｍ、（１９９９）、ｔｏ ｂｅ ｐｕｂｌｉｓｈｅｄ）。 (2) Composition
a. In the titanium alloy of the present invention, when the whole is 100% by mass, one or more elements in a metal element group composed of zirconium (Zr), hafnium (Hf) and scandium (Sc) are in total of 20. It is preferred that the content is not more than mass%.
Zirconium and hafnium are effective for lowering the Young's modulus and increasing the strength of a titanium alloy. Further, these elements are the same group (IVa) elements as titanium, and are all-solution solid-solution neutral elements, so that they do not prevent the reduction of the Young's modulus of the titanium alloy by the Va group elements.
Scandium is an effective element that, when dissolved in titanium, specifically lowers the bond energy between titanium atoms together with the Va group element to further lower the Young's modulus (Reference material: Proc. 9th World Conf. on Titanium, (1999), to be published).

それらの元素が合計で２０質量％を越えると、材料偏析による強度、靱性の低下やコスト上昇を招くため、好ましくない。
ヤング率、強度、靱性等のバランスを図る上で、それらの元素を合計で、１質量％以上、さらには、５〜１５質量％とすると、より好ましい。
また、これらの元素は、Ｖａ族元素と作用上、共通する部分が多いため、所定の範囲内で、Ｖａ族元素と置換することもできる。
つまり、本発明のチタン合金は、合計で２０質量％以下のジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素と、該金属元素群中の１種以上の元素との合計が３０〜６０質量％となるＶａ族（バナジウム族）元素と、残部が実質的にチタンとからなり、平均ヤング率が７５ＧＰａ以下で引張弾性限強度が７００ＭＰａ以上であると、好適である。 If the total amount of these elements exceeds 20% by mass, the strength and toughness are reduced due to material segregation and the cost is increased.
In order to balance the Young's modulus, strength, toughness, and the like, it is more preferable that the total of these elements is 1% by mass or more, and more preferably 5 to 15% by mass.
In addition, these elements have many portions in common with the Va group elements in operation, and therefore can be replaced with a Va group element within a predetermined range.
That is, the titanium alloy of the present invention comprises at least one element in the metal element group consisting of zirconium (Zr), hafnium (Hf), and scandium (Sc) in a total amount of 20% by mass or less, and Group (Vanadium group) element in which the total of at least one element is 30 to 60% by mass, and the balance is substantially titanium, the average Young's modulus is 75 GPa or less, and the tensile elastic limit strength is 700 MPa or more. Is preferable.

また、本発明のチタン合金は、合計で２０質量％以下のジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素と、該金属元素群中の１種以上の元素との合計が３０〜６０質量％となるＶａ族（バナジウム族）元素と、残部が実質的にチタンとからなる焼結合金であると、好適である。
ジルコニウム等を合計で２０質量％以下としたのは、前述したとおりである。また、同様に、それらの元素を合計で１質量％以上、さらには、５〜１５質量％とすると、より好ましい。 In addition, the titanium alloy of the present invention includes at least one element in a metal element group consisting of zirconium (Zr), hafnium (Hf), and scandium (Sc) in a total amount of 20% by mass or less, and Preferably, the sintered alloy is a sintered alloy composed of a Va group (vanadium group) element in which the total of one or more elements is 30 to 60% by mass and the remainder substantially consisting of titanium.
The reason why the total content of zirconium and the like is 20% by mass or less is as described above. Similarly, it is more preferable that the total content of these elements is 1% by mass or more, and more preferably 5 to 15% by mass.

b.本発明のチタン合金は、クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）とマンガン（Ｍｎ）と鉄（Ｆｅ）とコバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）とからなる金属元素群中の１種類以上の元素を含むと、好適である。より具体的には、全体を１００質量％とした場合に、前記クロムと前記モリブデンとはそれぞれ２０質量％以下であり、前記マンガンと前記鉄と前記コバルトと前記ニッケルとはそれぞれ１０質量％以下であると、好適である。 b. The titanium alloy of the present invention comprises at least one metal element group consisting of chromium (Cr), molybdenum (Mo), manganese (Mn), iron (Fe), cobalt (Co), and nickel (Ni). It is preferable to include an element. More specifically, when the whole is 100% by mass, the chromium and the molybdenum are each 20% by mass or less, and the manganese, the iron, the cobalt, and the nickel are each 10% by mass or less. If there is, it is preferable.

クロムとモリブデンとは、チタン合金の強度と熱間鍛造性とを向上させる上で有効な元素である。熱間鍛造性が向上すると、チタン合金の生産性や歩留まりの向上が図れる。ここで、クロムやモリブデンが、２０質量％を越えると、材料偏析が生じ易くなり、均質な材料を得ることが困難となる。それらの元素を１質量％以上とすると、固溶強化による強度等の向上を図る上で好ましく、さらに、３〜１５質量％とすると、より好ましい。   Chromium and molybdenum are effective elements for improving the strength and hot forgeability of the titanium alloy. When the hot forgeability is improved, the productivity and yield of the titanium alloy can be improved. Here, if chromium or molybdenum exceeds 20% by mass, material segregation tends to occur, and it is difficult to obtain a homogeneous material. When the content of these elements is 1% by mass or more, it is preferable to improve strength and the like by solid solution strengthening, and more preferably, 3 to 15% by mass.

マンガン、鉄、コバルト、ニッケルは、モリブデン等と同様、チタン合金の強度と熱間鍛造性を向上させる上で有効な元素である。従って、モリブデン、クロム等の代わりに、またはモリブデン、クロム等と共にそれらの元素を含有させても良い。但し、それらの元素が１０質量％を越えると、チタンとの間で金属間化合物を形成し、延性が低下してしまうため、好ましくない。それらの元素を１質量％以上とすると、固溶強化による強度等の向上を図る上で好ましく、さらに、２〜７質量％とすると、より好ましい。   Manganese, iron, cobalt, and nickel are effective elements for improving the strength and hot forgeability of a titanium alloy, like molybdenum and the like. Therefore, these elements may be contained instead of molybdenum, chromium, or the like, or together with molybdenum, chromium, or the like. However, if the content of these elements exceeds 10% by mass, an intermetallic compound is formed with titanium and ductility is reduced, which is not preferable. When the content of these elements is 1% by mass or more, it is preferable to improve the strength or the like by solid solution strengthening, and more preferably, 2 to 7% by mass.

c.発明のチタン合金が焼結チタン合金である場合、前記金属元素群に錫を加えると、好適である。
すなわち、本発明の焼結チタン合金は、クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）とマンガン（Ｍｎ）と鉄（Ｆｅ）とコバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）と錫（Ｓｎ）とからなる金属元素群中の１種類以上の元素を含むと好適である。具体的には、全体を１００質量％とした場合に、前記クロムと前記モリブデンとはそれぞれ２０質量％以下であり、前記マンガンと前記鉄と前記コバルトと前記ニッケルと前記錫とはそれぞれ１０質量％以下であると、より好適である。 c. When the titanium alloy of the invention is a sintered titanium alloy, it is preferable to add tin to the metal element group.
That is, the sintered titanium alloy of the present invention is a metal element composed of chromium (Cr), molybdenum (Mo), manganese (Mn), iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), and tin (Sn). It is preferable to include one or more elements in the group. Specifically, when the whole is 100% by mass, the chromium and the molybdenum are each 20% by mass or less, and the manganese, the iron, the cobalt, the nickel, and the tin are each 10% by mass. The following is more preferable.

錫はα安定化元素であり、チタン合金の強度を向上させる上で有効な元素である。従って、１０質量％以下の錫を、モリブデン等の元素と共に含有させても良い。錫が１０質量％を越えると、チタン合金の延性が低下して加工性の低下を招く。錫を１質量％以上、さらには、２〜８質量％とすると、低ヤング率化と共に高強度化を図る上で、より好ましい。なお、モリブデン等の元素については、前述と同様である。   Tin is an α-stabilizing element and is an effective element for improving the strength of a titanium alloy. Therefore, 10% by mass or less of tin may be contained together with an element such as molybdenum. If the content of tin exceeds 10% by mass, the ductility of the titanium alloy is reduced, and the workability is reduced. When the content of tin is 1% by mass or more, and more preferably, 2 to 8% by mass, it is more preferable to increase the strength while lowering the Young's modulus. Elements such as molybdenum are the same as described above.

d.本発明のチタン合金は、アルミニウム（Ａｌ）を含むと好適である。具体的には、前記アルミニウムが、全体を１００質量％とした場合に０．３〜５質量％であると、一層好適である。
アルミニウムは、チタン合金の強度を向上させる上で有効な元素である。従って、０．３〜５質量％のアルミニウムを、モリブデンや鉄等の代りに、またはそれらの元素と共に含有させても良い。アルミニウムが０．３質量％未満では固溶強化作用が不十分で、十分な強度の向上が図れない。また、５質量％を越えると、チタン合金の延性を低下させる。アルミニウムを０．５〜３質量％とすると、安定した強度の向上を図る上で、より好ましい。
なお、アルミニウムを錫と共に添加すると、チタン合金の靱性を低下させることなく、強度を向上させることができるため、より好ましい。 d. The titanium alloy of the present invention preferably contains aluminum (Al). Specifically, it is more preferable that the content of the aluminum is 0.3 to 5% by mass when the whole is 100% by mass.
Aluminum is an effective element for improving the strength of a titanium alloy. Therefore, 0.3 to 5% by mass of aluminum may be contained instead of or together with molybdenum, iron, or the like. If the aluminum content is less than 0.3% by mass, the solid solution strengthening effect is insufficient, and the strength cannot be sufficiently improved. If it exceeds 5% by mass, the ductility of the titanium alloy is reduced. It is more preferable that the content of aluminum be 0.5 to 3% by mass in order to improve the strength stably.
Note that it is more preferable to add aluminum together with tin because strength can be improved without lowering the toughness of the titanium alloy.

e.本発明のチタン合金は、全体を１００質量％とした場合に、０．０８〜０．６質量％の酸素（Ｏ）を含むと、好適である。
また、全体を１００質量％とした場合に、０．０５〜１．０質量％の炭素（Ｃ）を含むと、好適である。
また、全体を１００質量％とした場合に、０．０５〜０．８質量％の窒素（Ｎ）を含むと、好適である。
まとめると、全体を１００質量％とした場合に、０．０８〜０．６質量％の酸素（Ｏ）と０．０５〜１．０質量％の炭素（Ｃ）と０．０５〜０．８質量％の窒素（Ｎ）とからなる元素群中の１種類以上の元素を含むと、好適である。 e. The titanium alloy of the present invention preferably contains 0.08 to 0.6% by mass of oxygen (O) when the whole is 100% by mass.
In addition, when the whole is set to 100% by mass, it is preferable to contain 0.05 to 1.0% by mass of carbon (C).
Further, when the whole is set to 100% by mass, it is preferable to contain 0.05 to 0.8% by mass of nitrogen (N).
In summary, assuming that the whole is 100% by mass, 0.08 to 0.6% by mass of oxygen (O), 0.05 to 1.0% by mass of carbon (C) and 0.05 to 0.8% It is preferable to include one or more elements in an element group consisting of mass% nitrogen (N).

酸素、炭素および窒素は、いずれも侵入型の固溶強化元素であり、チタン合金のα相を安定にし、強度を向上させる上で有効な元素である。
酸素が０．０８質量％未満、炭素または窒素が０．０５質量％未満では、チタン合金の強度向上が十分ではない。また、酸素が０．６質量％を超え、炭素が１．０質量％を超え、または窒素が０．８質量％を超えると、チタン合金の脆化を招き好ましくない。酸素を０．１質量％以上、さらには０．１５〜０．４５質量％とすると、チタン合金の強度と延性とのバランスにおいて、より好ましい。同様に、炭素を０．１〜０．８質量％、窒素を０．１〜０．６質量％とすると、その強度と延性とのバランスにおいて、より好ましい。 Oxygen, carbon, and nitrogen are all interstitial solid solution strengthening elements, and are effective elements for stabilizing the α phase of the titanium alloy and improving the strength.
If the oxygen content is less than 0.08 mass% and the carbon or nitrogen content is less than 0.05 mass%, the strength of the titanium alloy is not sufficiently improved. On the other hand, if the content of oxygen exceeds 0.6% by mass, the content of carbon exceeds 1.0% by mass, or the content of nitrogen exceeds 0.8% by mass, the titanium alloy is embrittled, which is not preferable. When the oxygen content is 0.1% by mass or more, and more preferably 0.15 to 0.45% by mass, the balance between the strength and ductility of the titanium alloy is more preferable. Similarly, when the content of carbon is 0.1 to 0.8% by mass and the content of nitrogen is 0.1 to 0.6% by mass, the balance between the strength and the ductility is more preferable.

f.本発明のチタン合金は、全体を１００質量％とした場合に、０．０１〜１．０質量％のホウ素（Ｂ）を含むと、好適である。
ホウ素は、チタン合金の機械的な材料特性と熱間加工性とを向上させる上で有効な元素である。ホウ素は、チタン合金に殆ど固溶せず、そのほぼ全量がチタン化合物粒子（ＴｉＢ粒子等）として析出する。この析出粒子が、チタン合金の結晶粒成長を著しく抑制して、チタン合金の組織を微細に維持するからである。
ホウ素が０．０１質量％未満では、その効果が十分ではなく、１．０質量％を超えると、高剛性の析出粒子が増えることにより、チタン合金の全体的なヤング率の上昇と冷間加工性の低下を招いてしまうからである。 f. The titanium alloy of the present invention preferably contains 0.01 to 1.0% by mass of boron (B) when the whole is 100% by mass.
Boron is an element effective in improving the mechanical material properties and hot workability of a titanium alloy. Boron hardly forms a solid solution in the titanium alloy, and almost all of the boron precipitates as titanium compound particles (TiB particles and the like). This is because the precipitated particles significantly suppress the crystal grain growth of the titanium alloy and maintain the structure of the titanium alloy finely.
If the amount of boron is less than 0.01% by mass, the effect is not sufficient. If the amount exceeds 1.0% by mass, the precipitation of high-rigidity particles increases, thereby increasing the overall Young's modulus and cold working of the titanium alloy. This is because the property is lowered.

なお、０．０１質量％のホウ素を添加した場合、ＴｉＢ粒子で換算すると、０．０５５体積％となり、一方、１質量％のホウ素を添加した場合は、ＴｉＢ粒子で換算すると、５．５体積％となる。従って、言換えると、本発明のチタン合金は、ホウ化チタン粒子が０．０５５体積％から５．５体積％の範囲にあると好ましい。
ところで、上述の各組成元素は、所定の範囲内で、任意に組合わせることができる。具体的には、前記Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂを、前記範囲内で、適宜選択的に組合わせて、本発明のチタン合金とすることもできる。もっとも、このことは、本発明のチタン合金の趣旨を逸脱しない範囲内で、さらに別の元素を配合することを排除するものではない。 When 0.01% by mass of boron is added, the amount is 0.055% by volume in terms of TiB particles. On the other hand, when 1% by mass of boron is added, 5.5% in terms of TiB particles. %. Therefore, in other words, in the titanium alloy of the present invention, it is preferable that the titanium boride particles be in the range of 0.055% by volume to 5.5% by volume.
Incidentally, the above-described respective composition elements can be arbitrarily combined within a predetermined range. Specifically, the above Zr, Hf, Sc, Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Ni, Sn, Al, O, C, N, and B are appropriately selectively combined within the above range, The titanium alloy of the present invention can also be used. However, this does not exclude the addition of another element within a range not departing from the gist of the titanium alloy of the present invention.

（３）冷間加工組織
冷間加工組織とは、チタン合金を冷間加工したときに得られる組織である。本発明者は、上述のチタン合金が冷間加工性に非常に優れる共に、冷間加工が施こされたチタン合金が著しく低ヤング率で高弾性変形能、かつ高強度となることを発見した。
「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）よりも十分低温であることを意味する。再結晶温度は、組成により変化するが、概ね６００℃程度であり、本発明のチタン合金は、通常、常温〜３００℃の範囲で冷間加工されると良い。 (3) Cold work structure The cold work structure is a structure obtained when cold working a titanium alloy. The present inventor has discovered that the above-mentioned titanium alloy is extremely excellent in cold workability, and that the cold-worked titanium alloy has a remarkably low Young's modulus, high elastic deformability, and high strength. .
The term "cold" means that the temperature is sufficiently lower than the recrystallization temperature of the titanium alloy (the lowest temperature at which recrystallization occurs). Although the recrystallization temperature varies depending on the composition, it is generally about 600 ° C., and the titanium alloy of the present invention is usually preferably cold-worked in the range of room temperature to 300 ° C.

また、Ｘ％以上の冷間加工組織とは、次式により定義される冷間加工率がＸ％以上の場合にできる冷間加工組織をいう。
冷間加工率 Ｘ＝（Ｓ0−Ｓ）／Ｓ0 ｘ１００（％）
（Ｓ0：冷間加工前の断面積、Ｓ：冷間加工後の断面積）
このような冷間加工によってチタン合金内に加工歪みが付与される。この加工歪みが、原子レベルでのミクロ的な構造変化を構成組織内にもたらし、本発明のチタン合金のヤング率の低減に寄与すると考えられる。
また、その冷間加工による原子レベルでのミクロ的な構造変化に伴う弾性歪みの蓄積が、チタン合金の強度の向上に寄与していると考えられる。 Further, the cold work structure of X% or more refers to a cold work structure formed when the cold work rate defined by the following equation is X% or more.
Cold working ratio X = (S 0 -S) / S 0 x100 (%)
(S 0 : cross-sectional area before cold working, S: cross-sectional area after cold working)
Such cold working imparts working strain to the titanium alloy. It is considered that this processing strain causes a microstructural change at the atomic level in the constituent structure, and contributes to the reduction of the Young's modulus of the titanium alloy of the present invention.
It is also considered that the accumulation of elastic strain due to the microstructural change at the atomic level due to the cold working contributes to the improvement of the strength of the titanium alloy.

具体的には、１０％以上の冷間加工組織を有し、平均ヤング率が７０ＧＰａ以下で引張弾性限強度が７５０ＭＰａ以上であると、好適である。
冷間加工を付与することにより、チタン合金の低ヤング率化と高弾性変形能化と高強度化とをより進行させることができる。
さらに、本発明のチタン合金は、５０％以上の前記冷間加工組織を有し、平均ヤング率が６５ＧＰａ以下で引張弾性限強度が８００ＭＰａ以上であると、好適である。さらに、本発明のチタン合金が、７０％以上の前記冷間加工組織を有し、平均ヤング率が６０ＧＰａ以下で引張弾性限強度が８５０ＭＰａ以上であると、一層好適である。さらに、本発明のチタン合金は、９０％以上の前記冷間加工組織を有し、平均ヤング率が５５ＧＰａ以下で引張弾性限強度が９００ＭＰａ以上であると、格別に好適である。 Specifically, it is preferable that the material has a cold worked structure of 10% or more, an average Young's modulus of 70 GPa or less, and a tensile elastic limit strength of 750 MPa or more.
By imparting the cold working, it is possible to further reduce the Young's modulus, increase the elastic deformation capability, and increase the strength of the titanium alloy.
Furthermore, it is preferable that the titanium alloy of the present invention has the cold worked structure of 50% or more, the average Young's modulus is 65 GPa or less, and the tensile elastic limit strength is 800 MPa or more. More preferably, the titanium alloy of the present invention has the cold worked structure of 70% or more, the average Young's modulus is 60 GPa or less, and the tensile elastic limit strength is 850 MPa or more. Furthermore, it is particularly preferable that the titanium alloy of the present invention has the cold-worked structure of 90% or more, an average Young's modulus of 55 GPa or less, and a tensile elastic limit strength of 900 MPa or more.

本発明のチタン合金は、冷間加工率を９９％以上とすることもでき、詳細は定かではないものの、従来のチタン合金とは明らかに異なるものである。従来の冷間加工性に優れるチタン合金（例えば、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ：通称ＤＡＴ５１等）と比較しても、本発明に係るチタン合金の冷間加工率は、まさに驚異的な値である。
このように、本発明のチタン合金は、極めて冷間加工性に優れ、しかも冷間加工によりその材料物性や機械的特性が一層改善される傾向にあるため、低ヤング率で高弾性変形能および高強度が求められる、各種の冷間加工成形品に最適な材料である。 The titanium alloy of the present invention can have a cold work rate of 99% or more, and although the details are not clear, it is clearly different from the conventional titanium alloy. Even when compared with a conventional titanium alloy having excellent cold workability (for example, Ti-22V-4Al: commonly known as DAT51), the cold work rate of the titanium alloy according to the present invention is a surprising value.
As described above, the titanium alloy of the present invention is extremely excellent in cold workability, and furthermore, the material properties and mechanical properties thereof tend to be further improved by cold working. It is the most suitable material for various cold-worked products requiring high strength.

（４）焼結合金（焼結チタン合金）
焼結合金は、原料粉末を焼結させて得られる合金である。本発明のチタン合金が焼結チタン合金である場合、低ヤング率、高弾性変形能、高強度および優れた冷間加工性を発揮する。
例えば、その焼結チタン合金は、平均ヤング率が７５ＧＰａ以下で引張弾性限強度が７００ＭＰａ以上となり得る。
さらに、本発明の焼結チタン合金は、その組織中の空孔量を調整して、ヤング率、強度、密度等を調整することができる。例えば、その焼結合金が３０体積％以下の空孔を含むと、好適である。空孔を３０体積％以下とすることにより、同一合金組成であっても、その平均ヤング率を大幅に低下させることが可能となるからである。 (4) Sintered alloy (sintered titanium alloy)
A sintered alloy is an alloy obtained by sintering a raw material powder. When the titanium alloy of the present invention is a sintered titanium alloy, it exhibits low Young's modulus, high elastic deformability, high strength and excellent cold workability.
For example, the sintered titanium alloy may have an average Young's modulus of 75 GPa or less and a tensile elastic limit strength of 700 MPa or more.
Furthermore, the sintered titanium alloy of the present invention can adjust Young's modulus, strength, density and the like by adjusting the amount of vacancies in the structure. For example, it is preferable that the sintered alloy contains 30% by volume or less of pores. This is because by setting the porosity to 30% by volume or less, the average Young's modulus can be significantly reduced even with the same alloy composition.

一方、その焼結合金は、熱間加工により空孔が５体積％以下に緻密化された組織であると、新たな特長が付与され、好適である。
すなわち、焼結合金を熱間加工により緻密化すると、低ヤング率や、高弾性変形能、高強度に加え、チタン合金に優れた冷間加工性を持たせることができる。そして、空孔を１体積％以下に減少させると、より好適である。
なお、熱間加工とは、再結晶温度以上での塑性加工を意味し、例えば、熱間鍛造、熱間圧延、熱間スエージ、ＨＩＰ等がある。 On the other hand, if the sintered alloy has a structure in which the pores are densified to 5% by volume or less by hot working, new features are imparted, which is preferable.
That is, when the sintered alloy is densified by hot working, the titanium alloy can have excellent cold workability in addition to low Young's modulus, high elastic deformation capability, and high strength. It is more preferable to reduce the number of pores to 1% by volume or less.
Note that hot working means plastic working at a recrystallization temperature or higher, and includes, for example, hot forging, hot rolling, hot swaging, and HIP.

また、空孔とは、焼結合金内に残留する空隙を意味し、相対密度で評価される。相対密度とは、真密度ρ0（残留空孔０％の場合）で焼結体の密度ρを割った値の百分率（ρ／ρ0 ）ｘ１００（％）で表され、空孔の体積％は次式で表される。
空孔の体積％ ＝｛１−（ρ／ρ0）｝ｘ１００ （％）
例えば、金属粉末をＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）する場合、その静水圧（例えば、２〜４ｔｏｎ／ｃｍ２）を調整することで容易に空孔の体積量を調整できる。
空孔の大きさは、特に、限定されるものではないが、例えば、その平均径が５０μｍ以下であると、焼結合金の均一性が保持され、強度低下も抑えられ、チタン合金は適度の延性をもつ。ここで、平均径とは、２次元画像処理で測定された空孔を断面積の等価な円に置換して算出した、その円の平均径を意味する。 In addition, the pore means a void remaining in the sintered alloy, and is evaluated by a relative density. The relative density is expressed as a percentage (ρ / ρ 0 ) × 100 (%) of the value obtained by dividing the density ρ of the sintered body by the true density ρ 0 (in the case of 0% residual vacancies), Is represented by the following equation.
Vacancy volume% = {1− (ρ / ρ 0 )} × 100 (%)
For example, when metal powder is subjected to CIP molding (cold isostatic pressing), the volume of pores can be easily adjusted by adjusting the hydrostatic pressure (for example, 2 to 4 ton / cm 2).
Although the size of the pores is not particularly limited, for example, when the average diameter is 50 μm or less, the uniformity of the sintered alloy is maintained, the reduction in strength is suppressed, and the titanium alloy has an appropriate size. It is ductile. Here, the average diameter means the average diameter of the circle calculated by replacing the holes measured by the two-dimensional image processing with a circle having an equivalent sectional area.

（チタン合金の製造方法）
（１）原料粉末
焼結法の場合に必要となる原料粉末は、少なくともチタンとＶａ族元素とを含んでいる。もっとも、それらは多種多様な形態をとり得る。例えば、原料粉末が、さらに、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂを含んでも良い。
具体的には、例えば、原料粉末が、全体を１００質量％とした場合に、ジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素を合計で２０質量％以下含むと、好適である。 (Method of manufacturing titanium alloy)
(1) Raw material powder The raw material powder required in the case of the sintering method contains at least titanium and a Va group element. However, they can take a wide variety of forms. For example, the raw material powder may further include Zr, Hf, Sc, Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Ni, Sn, Al, O, C, N, and B.
Specifically, for example, when the total amount of the raw material powder is 100% by mass, one or more elements in a metal element group composed of zirconium (Zr), hafnium (Hf), and scandium (Sc) are combined. Is preferably 20% by mass or less.

そして、本発明の製造方法は、チタンと、合計で２０質量％以下のジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素と、該金属元素群中の１種以上の元素との合計が３０〜６０質量％となるＶａ族（バナジウム族）元素とを含む少なくとも二種以上の原料粉末を混合する混合工程と、該混合工程により得られた混合粉末を所定形状の成形体に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、からなると好適である。   Then, the production method of the present invention is characterized in that titanium, one or more elements in a metal element group consisting of zirconium (Zr), hafnium (Hf), and scandium (Sc) in a total amount of 20% by mass or less, A mixing step of mixing at least two or more raw material powders containing a Va group (vanadium group) element in which the total of one or more elements in the element group is 30 to 60% by mass, and a mixing step obtained by the mixing step. Preferably, the method comprises a molding step of molding the mixed powder into a molded article having a predetermined shape, and a sintering step of heating and sintering the molded article obtained in the molding step.

また、本発明の製造方法は、チタンと、合計で２０質量％以下のジルコニウム（Ｚｒ）とハフニウム（Ｈｆ）とスカンジウム（Ｓｃ）とからなる金属元素群中の１種以上の元素と、該金属元素群中の１種以上の元素との合計が３０〜６０質量％となるＶａ族（バナジウム族）元素とを少なくとも含む原料粉末を所定形状の容器に充填する充填工程と、該充填工程後に熱間静水圧法（ＨＩＰ法）を用いて該容器中の該原料粉末を焼結させる焼結工程とからなると、好適である。
原料粉末が、さらに、クロム、マンガン、コバルト、ニッケル、モリブデン、鉄、錫、アルミニウム、酸素、炭素、窒素およびホウ素の少なくとも一種以上の元素を含むと、好適である。 Further, the production method of the present invention is characterized in that titanium, one or more elements in a metal element group consisting of zirconium (Zr), hafnium (Hf), and scandium (Sc) in a total amount of 20% by mass or less, A filling step of filling a raw material powder containing at least a Va group (vanadium group) element in which the total of one or more elements in the element group is 30 to 60% by mass into a container having a predetermined shape; It is preferable that the method include a sintering step of sintering the raw material powder in the container using a hot isostatic method (HIP method).
It is preferable that the raw material powder further contains at least one element of chromium, manganese, cobalt, nickel, molybdenum, iron, tin, aluminum, oxygen, carbon, nitrogen and boron.

本発明の製造方法が、混合工程を伴う場合には、原料粉末が、純金属粉末および／または合金粉末の２種以上からなると、好適である。
具体的な使用粉末として、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、市販の粉末をそのまま用いることができる。もっとも、使用粉末は、コストや焼結体の緻密性の観点から、平均粒径が１００μｍ以下であると、好ましい。さらに、粉末の粒径が４５μｍ（＃３２５）以下であれば、より緻密な焼結体を得やすい。 When the production method of the present invention involves a mixing step, it is preferable that the raw material powder is composed of two or more of pure metal powder and / or alloy powder.
As specific powders to be used, for example, sponge powder, hydrodehydrogenated powder, hydrogenated powder, atomized powder and the like can be used. The particle shape and particle size (particle size distribution) of the powder are not particularly limited, and a commercially available powder can be used as it is. However, it is preferable that the powder used has an average particle diameter of 100 μm or less from the viewpoint of cost and the denseness of the sintered body. Further, when the particle size of the powder is 45 μm (# 325) or less, a denser sintered body can be easily obtained.

本発明の製造方法が、ＨＩＰ法を用いる場合には、原料粉末が、チタンと少なくともＶａ族元素とを含む合金粉末からなると、好適である。この合金粉末は、本発明に係るチタン合金の組成を備えた粉末であり、例えば、ガスアトマイズ法や、ＲＥＰ法（回転電極法）、ＰＲＥＰ法（プラズマ回転電極法）、あるいは溶解法により製造されたインゴットを水素化した後粉砕する方法、さらにはＭＡ法（機械的合金化法）等により、製造される。   When the manufacturing method of the present invention uses the HIP method, it is preferable that the raw material powder is composed of an alloy powder containing titanium and at least a Va group element. This alloy powder is a powder having the composition of the titanium alloy according to the present invention, and is manufactured by, for example, a gas atomizing method, a REP method (rotating electrode method), a PREP method (plasma rotating electrode method), or a melting method. The ingot is manufactured by a method of hydrogenating and then pulverizing the ingot, and further by an MA method (mechanical alloying method) or the like.

（２）混合工程
混合工程は、原料粉末を混合する工程である。それらの混合には、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）等を使用できる。 (2) Mixing Step The mixing step is a step of mixing the raw material powders. For mixing them, a V-type mixer, a ball mill and a vibration mill, a high energy ball mill (for example, an attritor) and the like can be used.

（３）成形工程
成形工程は、混合工程で得られた混合粉末を所定形状の成形体に成形する工程である。成形体の形状は、製品の最終的な形状でも良いし、焼結工程後にさらに加工を施す場合はビレット形状等でもよい。
成形工程には、例えば、金型成形、ＣＩＰ成形（冷間静水圧プレス成形）、ＲＩＰ成形（ゴム静水圧プレス成形）等を用いることができる。 (3) Molding Step The molding step is a step of molding the mixed powder obtained in the mixing step into a molded body having a predetermined shape. The shape of the molded body may be the final shape of the product, or may be a billet shape when further processing is performed after the sintering step.
In the molding step, for example, die molding, CIP molding (cold isostatic press molding), RIP molding (rubber isostatic press molding), or the like can be used.

（４）充填工程
充填工程は、チタンと少なくともＶａ族元素とを含む、前述の原料粉末を所定形状の容器に充填する工程であり、熱間静水圧法（ＨＩＰ法）を用いるために必要となる。原料粉末を充填する容器の内側形状は、所望の製品形状に対応している。また、容器は、例えば、金属製でも、セラミック製でも、ガラス製でもよい。また、真空脱気して、原料粉末を容器に充填、封入するとよい。 (4) Filling Step The filling step is a step of filling the above-described raw material powder containing titanium and at least a Va group element into a container having a predetermined shape, which is necessary for using a hot isostatic pressure method (HIP method). Become. The inner shape of the container for filling the raw material powder corresponds to a desired product shape. The container may be made of, for example, metal, ceramic, or glass. Further, it is preferable that the raw material powder is filled and sealed in a container by degassing in vacuum.

（５）焼結工程
焼結工程は、前記成形工程で得られた成形体を加熱して焼結させ焼結体を得る工程、または、前記充填工程後に熱間静水圧法（ＨＩＰ）を用いて前記容器中の該粉末を加圧固化させる工程である。
成形体を焼結させる場合は、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、該合金の融点以下で、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く、例えば、その温度範囲は１２００℃〜１４００℃である。また、その焼結時間は２〜１６時間であることが好ましい。従って、チタン合金の緻密化と生産性の効率化を図る上で、１２００℃〜１４００℃かつ２〜１６時間の条件で焼結工程を行うと良い。 (5) Sintering step In the sintering step, a step of heating and sintering the molded body obtained in the molding step to obtain a sintered body, or using a hot isostatic method (HIP) after the filling step. And pressurizing and solidifying the powder in the container.
When sintering the compact, it is preferable to perform the sintering in a vacuum or an inert gas atmosphere. The sintering temperature is preferably lower than the melting point of the alloy and in a temperature range in which the component elements are sufficiently diffused. For example, the temperature range is 1200 ° C. to 1400 ° C. The sintering time is preferably 2 to 16 hours. Therefore, in order to increase the density of the titanium alloy and increase the productivity, it is preferable to perform the sintering process at 1200 to 1400 ° C. for 2 to 16 hours.

ＨＩＰ法による場合、拡散が容易で粉末の変形抵抗が小さく、しかも、前記容器と反応しにくい温度領域で行われることが好ましい。例えば、その温度範囲は９００℃〜１３００℃である。また、成形圧力は、充填粉末が十分にクリープ変形できる圧力であることが好ましく、例えば、その圧力範囲は５０〜２００ＭＰａ（５００〜２０００気圧）である。ＨＩＰの処理時間は、粉末が十分にクリープ変形して緻密化し、かつ、合金成分が粉末間で拡散できる時間が好ましく、例えば、その時間は１時間〜１０時間である。   In the case of the HIP method, it is preferable that the heat treatment is performed in a temperature range where the diffusion is easy, the deformation resistance of the powder is small, and the reaction with the container is difficult. For example, the temperature range is 900C to 1300C. The molding pressure is preferably a pressure at which the filling powder can be sufficiently creep-deformed, for example, the pressure range is 50 to 200 MPa (500 to 2,000 atm). The HIP treatment time is preferably such that the powder is sufficiently creep-deformed and densified, and the alloy component can be diffused between the powders. For example, the time is 1 hour to 10 hours.

（６）加工工程
a.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。
従って、本発明の製造方法は、さらに、前記焼結工程後に得られた焼結体を熱間加工して該焼結体の組織を緻密化させる熱間加工工程を有すると、好適である。この熱間加工は、概略的な製品の形状を形成するために行っても良い。 (6) Processing process
a. By performing hot working, pores and the like of the sintered alloy can be reduced and the structure can be densified.
Therefore, the production method of the present invention preferably further includes a hot working step of hot working the sintered body obtained after the sintering step to densify the structure of the sintered body. This hot working may be performed to form a general product shape.

b.本発明の製造方法により得られたチタン合金は、冷間加工性に優れるため、得られた焼結体を冷間加工して種々の製品を製造することができる。
従って、本発明の製造方法は、さらに、前記焼結工程後に得られた焼結体を冷間加工して素材または製品に成形する冷間加工工程を有すると、好適である。そして、前記熱間加工により粗加工を行った後、冷間加工により仕上加工を行っても良い。 b. Since the titanium alloy obtained by the manufacturing method of the present invention has excellent cold workability, various products can be manufactured by cold working the obtained sintered body.
Therefore, it is preferable that the manufacturing method of the present invention further includes a cold working step of cold working the sintered body obtained after the sintering step to form a material or a product. After performing the rough working by the hot working, the finishing may be performed by the cold working.

（チタン合金製トーションバー）
本発明のチタン合金は、低ヤング率、高弾性変形能、高強度であるため、その特性にマッチするトーションバーに幅広く利用できる。また、優れた冷間加工性も備えるため、冷間加工トーションバー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、歩留りが向上する。また、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、チタン合金製トーションバーの量産化、低コスト化を図る上でも非常に有効である。
例えば、本発明のチタン合金製トーションバーは、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、玩具等に利用できる。 (Titanium alloy torsion bar)
Since the titanium alloy of the present invention has low Young's modulus, high elastic deformability, and high strength, it can be widely used for torsion bars that match the characteristics. In addition, since the titanium alloy of the present invention is used for a cold-worked torsion bar because of its excellent cold-workability, work cracks and the like are significantly reduced, and the yield is improved. In addition, conventional titanium alloys can be formed by cold forging, etc., according to the titanium alloy of the present invention, even for products that require cutting work in shape, so that mass production of titanium alloy torsion bars and cost reduction are achieved. It is also very effective in planning.
For example, the titanium alloy torsion bar of the present invention can be used for industrial machines, automobiles, motorcycles, bicycles, home appliances, aerospace equipment, ships, accessories, sports / regular articles, bio-related articles, medical equipment, toys, and the like.

自動車の（コイル）スプリングを例にとると、本発明のチタン合金は従来のバネ鋼に対してヤング率が１／３から１／５となり、しかも、弾性変形能は５倍以上あるため、巻き数を１／３から１／５に低下させることができる。さらに、本発明のチタン合金は、通常スプリングに用いられる鋼に対して、比重が７０％程度しかないために、大幅な軽量化が実現できる。同様のことは、ばねの一種であるトーションバーについても該当する。
そして、本発明に係るチタン合金製トーションバーは、鋳造、鍛造、超塑性成形、熱間加工、冷間加工、焼結等、種々の製造方法により製造され得る。 Taking a (coil) spring of an automobile as an example, the titanium alloy of the present invention has a Young's modulus from 1/3 to 1/5 of a conventional spring steel and has an elastic deformation capability of 5 times or more. The number can be reduced from 1/3 to 1/5. Further, since the titanium alloy of the present invention has a specific gravity of only about 70% of steel used for a normal spring, a significant reduction in weight can be realized. The same applies to a torsion bar which is a kind of spring.
The titanium alloy torsion bar according to the present invention can be manufactured by various manufacturing methods such as casting, forging, superplastic forming, hot working, cold working, and sintering.

以下に、本発明のチタン合金製トーションバーを構成するチタン合金の組成や冷間加工率等を変更した種々の具体的な実施例を例示し、そのチタン合金およびその製造方法についてさらに詳細に説明する。
Ａ.供試材１〜８４
先ず、本発明に係るチタン合金の製造方法等を用いて、供試材１〜８４を製造した。 Hereinafter, various specific examples in which the composition, the cold working rate, and the like of the titanium alloy constituting the torsion bar made of the titanium alloy of the present invention are changed will be exemplified, and the titanium alloy and the manufacturing method thereof will be described in further detail. I do.
A. Test materials 1-84
First, test materials 1 to 84 were manufactured using the method for manufacturing a titanium alloy according to the present invention.

（１）供試材１〜１３
供試材１〜１３は、３０〜６０質量％のＶａ族元素とチタンとからなるチタン合金に関するものである。
a.供試材１
原料粉末として、本発明でいうチタン粉末に相当する市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃３２５、−＃１００）とニオブ（Ｎｂ）粉末（−＃３２５）、バナジウム（Ｖ）粉末（−＃３２５）、タンタル（Ｔａ）粉末（−＃３２５）とを用意した。なお、以降では、既述の同一粉末については、単に「チタン粉末」、「ニオブ粉末」、「バナジウム粉末」、「タンタル粉末」等と称する。なお、この時の含有酸素量はチタン粉末に含まれる酸素で調整した。また、表１の組成は質量％で表示されており、残部であるチタンの記載は省略した。
これらの各粉末を表１の組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ４０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。さらに、この焼結体を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ１０ｍｍの丸棒とし、これを供試材１とした。 (1) Test materials 1 to 13
Test materials 1 to 13 relate to a titanium alloy comprising 30 to 60% by mass of a Va group element and titanium.
a. Test material 1
Commercially available hydrogenated and dehydrogenated Ti powder (-# 325,-# 100), niobium (Nb) powder (-# 325), and vanadium (V) powder (- # 325) and tantalum (Ta) powder (-# 325). Hereinafter, the same powder as described above is simply referred to as “titanium powder”, “niobium powder”, “vanadium powder”, “tantalum powder”, or the like. The oxygen content at this time was adjusted with oxygen contained in the titanium powder. Further, the compositions in Table 1 are shown in mass%, and the description of the remaining titanium is omitted.
Each of these powders was blended and mixed so as to have the composition ratio shown in Table 1 (mixing step). This mixed powder was subjected to CIP molding (cold isostatic pressing) at a pressure of 4 ton / cm 2 to obtain a cylindrical molded body of φ40 × 80 mm (molding step). The compact obtained by the compacting step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered to obtain a sintered body (sintering step). Further, this sintered body was hot forged in the atmosphere at 700 to 1150 ° C. (hot working step) to obtain a round bar having a diameter of 10 mm.

b.供試材２
原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、バナジウムブリケットを準備した。これらの原料を表１の組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。この原料を、インダクションスカルを用いて溶解し（溶解工程）、金型に鋳造後（鋳造工程）、φ６０ｘ６０ｍｍの溶解材を得た。なお、溶解は、均質化を図るため５回の再溶解処理を行った。この溶解材を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ１０ｍｍの丸棒とし、これを供試材２とした。
c.供試材３、４および供試材８〜１１
原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とを用いて、表１の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして各供試材を製造した。 b. Test material 2
As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium, and vanadium briquette were prepared. These raw materials were blended in an amount of 1 kg so as to have a composition ratio shown in Table 1 (blending step). This raw material was melted using an induction skull (melting step) and cast into a mold (casting step) to obtain a φ60 × 60 mm molten material. In addition, for dissolution, re-dissolution treatment was performed five times in order to achieve homogenization. This melted material was hot forged in the atmosphere at 700 to 1150 ° C. (hot working step) to obtain a round bar having a diameter of 10 mm.
c. Test materials 3 and 4 and test materials 8 to 11
As a raw material powder, a titanium powder, a niobium powder, and a tantalum powder were used so that the composition ratio was as shown in Table 1. Thereafter, each test material was manufactured in the same manner as the test material 1.

d.供試材７
原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、タンタルブリケットを準備した。これらの原料を表１の組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。これ以降は、供試材２と同様にして供試材７を製造した。
e.供試材５、６、１２、１３
原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、バナジウム粉末とを用いて、表１の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして各供試材を製造した。 d. Test material 7
As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium and tantalum briquettes were prepared. These materials were blended in an amount of 1 kg so as to have the composition ratio shown in Table 1 (blending step). Thereafter, the test material 7 was manufactured in the same manner as the test material 2.
e. Test materials 5, 6, 12, 13
Titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and vanadium powder were used as the raw material powders so that the composition ratio was as shown in Table 1. Thereafter, each test material was manufactured in the same manner as the test material 1.

（２）供試材１４〜２４
供試材１４〜２４は、供試材６〜１０、１２のＶａ族元素の一部を、ジルコニウム、ハフニウム、スカンジウムで表２に示すように置換したものである。
a.供試材１４
供試材１４は、供試材９のタンタルの一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム（Ｚｒ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材１４を製造した。 (2) Test materials 14 to 24
The test materials 14 to 24 were obtained by replacing a part of the Va group elements of the test materials 6 to 10 and 12 with zirconium, hafnium, and scandium as shown in Table 2.
a. Test material 14
The test material 14 is obtained by replacing a part of the tantalum of the test material 9 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium (Zr) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 14 was manufactured in the same manner as the test material 1.

b.供試材１５
供試材１５は、供試材７のニオブの一部をジルコニウムで置換したものである。原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、タンタルブリケットを準備した。これらの原料を表２の組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。これ以降は、供試材２と同様にして供試材１５を製造した。
c.供試材１６
供試材１６は、供試材８のニオブの一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材１６を製造した。 b. Test material 15
The test material 15 is obtained by substituting a part of niobium of the test material 7 with zirconium. As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium and tantalum briquettes were prepared. These raw materials were blended in an amount of 1 kg so as to have a composition ratio shown in Table 2 (blending step). Thereafter, the test material 15 was manufactured in the same manner as the test material 2.
c. Test material 16
The test material 16 is obtained by substituting a part of niobium of the test material 8 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders. Thereafter, the test material 16 was manufactured in the same manner as the test material 1.

d.供試材１７
供試材１７は、供試材１０のタンタル一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材１７を製造した。
e.供試材１８
供試材１８は、供試材１０のタンタルをジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材１８を製造した。 d. Test material 17
The test material 17 is obtained by substituting a part of the tantalum of the test material 10 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders. Thereafter, the test material 17 was manufactured in the same manner as the test material 1.
e. Test material 18
The test material 18 is obtained by replacing the tantalum of the test material 10 with zirconium. As a raw material powder, a titanium powder, a niobium powder, and a zirconium powder were used so that the composition ratio was as shown in Table 2. Thereafter, the test material 18 was manufactured in the same manner as the test material 1.

f.供試材１９
供試材１９は、供試材９のニオブとタンタルの一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材１９を製造した。
g.供試材２０
供試材２０は、供試材１２のニオブ、バナジウムの一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、バナジウム粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２０を製造した。 f. Test material 19
Test material 19 is obtained by replacing niobium and tantalum in test material 9 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders. Thereafter, the test material 19 was manufactured in the same manner as the test material 1.
g. Test material 20
The test material 20 is obtained by substituting a part of niobium and vanadium of the test material 12 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, vanadium powder, tantalum powder, and zirconium powder as the raw material powder. Thereafter, the test material 20 was manufactured in the same manner as the test material 1.

h.供試材２１
供試材２１は、供試材６のバナジウムの一部をジルコニウムとハフニウムとで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、バナジウム粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、ハフニウム（Ｈｆ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２１を製造した。
i.供試材２２
供試材２２は、供試材１０のニオブ、タンタルの一部をハフニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ハフニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２２を製造した。 h. Test material 21
The test material 21 is obtained by substituting a part of vanadium of the test material 6 with zirconium and hafnium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, vanadium powder, tantalum powder, zirconium powder, and hafnium (Hf) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 21 was manufactured in the same manner as the test material 1.
i. Test material 22
The test material 22 is obtained by substituting a part of niobium and tantalum of the test material 10 with hafnium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and hafnium powder as raw material powders. Thereafter, the test material 22 was manufactured in the same manner as the test material 1.

j.供試材２３
供試材２３は、供試材１２のニオブの一部をジルコニウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、バナジウム粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２３を製造した。
k.供試材２４
供試材２４は、供試材９のニオブ、タンタルの一部スカンジウムで置換したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、スカンジウム（Ｓｃ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表２の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２４を製造した。 j. Test material 23
The test material 23 is obtained by substituting a part of niobium of the test material 12 with zirconium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, vanadium powder, tantalum powder, and zirconium powder as the raw material powder. Thereafter, the test material 23 was manufactured in the same manner as the test material 1.
k. Test material 24
The test material 24 is obtained by substituting niobium and tantalum of the test material 9 with a part of scandium. The composition ratios shown in Table 2 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and scandium (Sc) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 24 was manufactured in the same manner as the test material 1.

（３）供試材２５〜３１
供試材２５〜３１は、供試材１１、１４、１６、１７、１８、２３に、クロム、マンガン、コバルト、ニッケル、モリブデン、鉄をさらに配合したものである。
a.供試材２５
供試材２５は、供試材２３にクロムを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、バナジウム粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、クロム（Ｃｒ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２５を製造した。
b.供試材２６
供試材２６は、供試材１４にモリブデンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、モリブデン（Ｍｏ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２６を製造した。 (3) Test materials 25 to 31
The test materials 25 to 31 are obtained by further mixing chromium, manganese, cobalt, nickel, molybdenum, and iron with the test materials 11, 14, 16, 17, 18, and 23.
a. Test material 25
The test material 25 is obtained by adding chromium to the test material 23. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, vanadium powder, tantalum powder, zirconium powder, and chromium (Cr) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 25 was manufactured in the same manner as the test material 1.
b. Test material 26
The test material 26 is obtained by adding molybdenum to the test material 14. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and molybdenum (Mo) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 26 was manufactured in the same manner as the test material 1.

c.供試材２７
供試材２７は、供試材１１にモリブデンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、モリブデン粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２７を製造した。
d.供試材２８
供試材２８は、供試材１８にコバルトを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末、コバルト（Ｃｏ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２８を製造した。 c. Test material 27
The test material 27 is obtained by adding molybdenum to the test material 11. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and molybdenum powder as raw material powders. Thereafter, the test material 27 was manufactured in the same manner as the test material 1.
d. Test material 28
The test material 28 is obtained by adding cobalt to the test material 18. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, zirconium powder, and cobalt (Co) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 28 was manufactured in the same manner as the test material 1.

e.供試材２９
供試材２９は、供試材１６にニッケルを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、ニッケル（Ｎｉ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材２９を製造した。
f.供試材３０
供試材３０は、供試材１７にマンガンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、マンガン（Ｍｏ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３０を製造した。 e. Test material 29
The test material 29 is obtained by adding nickel to the test material 16. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and nickel (Ni) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 29 was manufactured in the same manner as the test material 1.
f. Test material 30
The test material 30 is obtained by adding manganese to the test material 17. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and manganese (Mo) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 30 was manufactured in the same manner as the test material 1.

g.供試材３１
供試材３１は、供試材１４に鉄を添加したものである。 原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、鉄（Fe）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３１を製造した。 g. Test material 31
The test material 31 is obtained by adding iron to the test material 14. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and iron (Fe) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 31 was manufactured in the same manner as the test material 1.

（４）供試材３２〜３８
供試材３２〜３４は、供試材１４、１６、１８に、アルミニウムをさらに配合したものである。供試材３５〜３８は、供試材８、１６、１８に、錫（およびアルミニウム）をさらに配合したものである。
a.供試材３２
供試材３２は、供試材１６にアルミニウムを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、アルミニウム（Ａｌ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３２を製造した。
b.供試材３３
供試材３３は、供試材１８にアルミニウムを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末、アルミニウム粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３３を製造した。 (4) Test materials 32-38
The test materials 32 to 34 are obtained by further adding aluminum to the test materials 14, 16, and 18. The test materials 35 to 38 are obtained by further mixing tin (and aluminum) with the test materials 8, 16, and 18.
a. Test material 32
The test material 32 is obtained by adding aluminum to the test material 16. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and aluminum (Al) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 32 was manufactured in the same manner as the test material 1.
b. Test material 33
The test material 33 is obtained by adding aluminum to the test material 18. Using titanium powder, niobium powder, zirconium powder, and aluminum powder as the raw material powder, the composition ratio was as shown in Table 3. Thereafter, the test material 33 was manufactured in the same manner as the test material 1.

c.供試材３４
供試材３４は、供試材１４にアルミニウムを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、アルミニウム粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３４を製造した。
d.供試材３５
供試材３５は、供試材７に錫を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、錫（Ｓｎ）粉末（−＃３２５）とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３５を製造した。 c. Test material 34
The test material 34 is obtained by adding aluminum to the test material 14. As a raw material powder, a titanium powder and a niobium powder, a tantalum powder, a zirconium powder, and an aluminum powder were used so that the composition ratio was as shown in Table 3. Thereafter, the test material 34 was manufactured in the same manner as the test material 1.
d. Test material 35
The test material 35 is obtained by adding tin to the test material 7. The composition ratios shown in Table 3 were obtained by using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and tin (Sn) powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 35 was manufactured in the same manner as the test material 1.

e.供試材３６
供試材３６は、供試材１６に錫を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、錫粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３６を製造した。
f.供試材３７
供試材３７は、供試材１８に錫を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末、錫粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３７を製造した。 e. Test material 36
The test material 36 is obtained by adding tin to the test material 16. As a raw material powder, a titanium powder and a niobium powder, a tantalum powder, a zirconium powder, and a tin powder were used so that the composition ratio was as shown in Table 3. Thereafter, the test material 36 was manufactured in the same manner as the test material 1.
f. Test material 37
The test material 37 is obtained by adding tin to the test material 18. The composition ratios shown in Table 3 were obtained using titanium powder, niobium powder, zirconium powder, and tin powder as raw material powders. Thereafter, the test material 37 was manufactured in the same manner as the test material 1.

g.供試材３８
供試材３８は、供試材１６に錫とアルミニウムを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、錫粉末、アルミニウム粉末とを用いて、表３の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３８を製造した。 g. Test material 38
The test material 38 is obtained by adding tin and aluminum to the test material 16. As a raw material powder, a titanium powder and a niobium powder, a tantalum powder, a zirconium powder, a tin powder, and an aluminum powder were used so that the composition ratio was as shown in Table 3. Thereafter, the test material 38 was manufactured in the same manner as the test material 1.

（５）供試材３９〜４６
供試材３９〜４６は、供試材４、１０、１４、１７、１８に含まれる酸素量を積極的に変化させたものである。
a.供試材３９、４０
供試材３９、４０は、供試材４の酸素量を増加させたものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とを用いて、表４の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材３９、４０を製造した。
b.供試材４１、４２
供試材４１、４２は、供試材１０の酸素量を増加させたものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とを用いて、表４の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４１、４２を製造した。 (5) Test materials 39 to 46
The test materials 39 to 46 were obtained by positively changing the amount of oxygen contained in the test materials 4, 10, 14, 17, and 18.
a. Test materials 39, 40
The test materials 39 and 40 are obtained by increasing the oxygen content of the test material 4. Using titanium powder, niobium powder, and tantalum powder as the raw material powder, the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test materials 39 and 40 were manufactured in the same manner as the test material 1.
b. Test materials 41, 42
The test materials 41 and 42 are obtained by increasing the oxygen content of the test material 10. Using titanium powder, niobium powder, and tantalum powder as the raw material powder, the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test materials 41 and 42 were manufactured in the same manner as the test material 1.

c.供試材４３、４４
供試材４３、４４は、供試材１４の酸素量を増加させたものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表４の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４３、４４を製造した。
d.供試材４５
供試材４５は、供試材１８の酸素量を増加させたものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表４の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４５を製造した。 c. Test materials 43 and 44
The test materials 43 and 44 are obtained by increasing the oxygen content of the test material 14. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as the raw material powder, the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test materials 43 and 44 were manufactured in the same manner as the test material 1.
d. Test material 45
The test material 45 has the oxygen content of the test material 18 increased. Using titanium powder, niobium powder, and zirconium powder as raw material powders, the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test material 45 was manufactured in the same manner as the test material 1.

e.供試材４６
供試材４６は、供試材１７の酸素量を増加させたものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表４の組成割合となるようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４６を製造した。 e. Test material 46
The test material 46 is obtained by increasing the oxygen content of the test material 17. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as the raw material powder, the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test material 46 was manufactured in the same manner as the test material 1.

（６）供試材４７〜５４
供試材４７〜５４は、供試材１０、１６、１７、１８に炭素、窒素、ホウ素をさらに配合したものである。
a.供試材４７、４８
供試材４７、４８は、供試材１８に炭素を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末とＴｉＣ粉末（−＃３２５）を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４７、４８を製造した。
b.供試材４９
供試材４９は、供試材１６に炭素を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とＴｉＣ粉末を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材４９を製造した。 (6) Test materials 47-54
The test materials 47 to 54 are obtained by further mixing carbon, nitrogen, and boron with the test materials 10, 16, 17, and 18.
a. Test materials 47, 48
The test materials 47 and 48 are obtained by adding carbon to the test material 18. As a raw material powder, a titanium powder and a niobium powder, and a zirconium powder and a TiC powder (− # 325) were used, and the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test materials 47 and 48 were manufactured in the same manner as the test material 1.
b. Test material 49
The test material 49 is obtained by adding carbon to the test material 16. Titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and TiC powder were used as raw material powders, and the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test material 49 was manufactured in the same manner as the test material 1.

c.供試材５０、５１
供試材５０、５１は、供試材１７に窒素を添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とＴｉN粉末（−＃３２５）を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材５０、５１を製造した。
d.供試材５２
供試材５２は、供試材１７にボロンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とＴｉＢ２粉末（−＃３２５）を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材５２を製造した。 c. Test materials 50, 51
The test materials 50 and 51 are obtained by adding nitrogen to the test material 17. The composition ratios shown in Table 4 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder and TiN powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test materials 50 and 51 were manufactured in the same manner as the test material 1.
d. Test material 52
The test material 52 is obtained by adding boron to the test material 17. The composition ratios in Table 4 were obtained using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and TiB2 powder (-# 325) as raw material powders. Thereafter, the test material 52 was manufactured in the same manner as the test material 1.

e.供試材５３
供試材５３は、供試材１６にボロンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とＴｉＢ２粉末を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材５３を製造した。
f.供試材５４
供試材５４は、供試材１０にボロンを添加したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とＴｉＢ２粉末を用いて、表４の組成割合となうようにした。これ以降は、供試材１と同様にして供試材５４を製造した。 e. Test material 53
The test material 53 is obtained by adding boron to the test material 16. Titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder and TiB2 powder were used as raw material powders, and the composition ratio was as shown in Table 4. Thereafter, the test material 53 was manufactured in the same manner as the test material 1.
f. Test material 54
The test material 54 is obtained by adding boron to the test material 10. Titanium powder and niobium powder, and tantalum powder and TiB2 powder were used as raw material powders so that the composition ratios were as shown in Table 4. Thereafter, the test material 54 was manufactured in the same manner as the test material 1.

（７）供試材５５〜７６
供試材５５〜７４は、供試材２、７、１４、１５、１６、１７、１８、２２、２６、３２、５３にさらに冷間加工を施したものである。
a.供試材５５
供試材５５は、供試材２に冷間加工を施したものである。原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、バナジウムブリケットを準備した。これらの原料を表５Ａの組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。この原料を、インダクションスカルを用いて溶解し（溶解工程）、金型に鋳造後（鋳造工程）、φ６０ｘ６０の溶解材を得た。なお、溶解は、均質化を図るため５回の再溶解処理を行った。この溶解材を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ２０ｍｍの丸棒とした。このφ２０ｍｍの丸棒を冷間スウエージ機にて冷間加工して、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材５５を製造した。 (7) Test material 55-76
The test materials 55 to 74 are obtained by further performing cold working on the test materials 2, 7, 14, 15, 16, 17, 18, 22, 26, 32, and 53.
a. Test material 55
The test material 55 is obtained by subjecting the test material 2 to cold working. As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium, and vanadium briquette were prepared. These materials were blended in an amount of 1 kg so as to have a composition ratio shown in Table 5A (blending step). This raw material was melted using an induction skull (melting step) and cast into a mold (casting step) to obtain a φ60 × 60 molten material. In addition, for dissolution, re-dissolution treatment was performed five times in order to achieve homogenization. This melted material was hot forged in the atmosphere at 700 to 1150 ° C. (hot working step) to obtain a round bar of φ20 mm. The round bar having a diameter of 20 mm was cold worked by a cold swaging machine to produce a test material 55 having a cold working rate shown in Table 5A.

b.供試材５６
供試材５６は、供試材７に冷間加工を施したものである。原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、タンタルブリケットを準備した。これらの原料を表５Ａの組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。これ以降は、供試材５５と同様にして、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材５６を製造した。
c.供試材５７、５８
供試材５７、５８は、供試材１５に冷間加工を施したものである。原料として、スポンジチタン、高純度のニオブ、タンタル、、ジルコニウムブリケットを準備した。これらの原料を表５Ａの組成割合となるように１ｋｇ配合した（配合工程）。これ以降は、供試材５５と同様にして、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材５７、５８を製造した。 b. Test material 56
The test material 56 is obtained by subjecting the test material 7 to cold working. As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium and tantalum briquettes were prepared. These materials were blended in an amount of 1 kg so as to have a composition ratio shown in Table 5A (blending step). Thereafter, in the same manner as the test material 55, a test material 56 having a cold working rate shown in Table 5A was manufactured.
c. Test materials 57, 58
The test materials 57 and 58 are obtained by subjecting the test material 15 to cold working. As raw materials, titanium sponge, high-purity niobium, tantalum, and zirconium briquettes were prepared. These materials were blended in an amount of 1 kg so as to have a composition ratio shown in Table 5A (blending step). Thereafter, the test materials 57 and 58 having the cold working rates shown in Table 5A were manufactured in the same manner as the test material 55.

d.供試材５９〜６２
供試材５９〜６２は、供試材１４に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表５Ａの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ４０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。さらに、この焼結体を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造して（熱間加工工程）、φ２０ｍｍの丸棒とした。このφ２０ｍｍの丸棒を冷間スウエージ機にて冷間加工して、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材５９〜６２を製造した。 d. Test material 59-62
The test materials 59 to 62 are obtained by subjecting the test material 14 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders, they were blended and mixed in the composition ratio shown in Table 5A (mixing step). This mixed powder was subjected to CIP molding (cold isostatic pressing) at a pressure of 4 ton / cm 2 to obtain a cylindrical molded body of φ40 × 80 mm (molding step). The compact obtained by the compacting step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered to obtain a sintered body (sintering step). Further, this sintered body was hot forged in the atmosphere at 700 to 1150 ° C. (hot working step) to obtain a φ20 mm round bar. This round bar having a diameter of 20 mm was cold-worked with a cold swaging machine to produce test materials 59 to 62 having the cold-working rates shown in Table 5A.

e.供試材６３〜６６
供試材６３〜６６は、供試材１６に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表５Ａの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。
これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材を製造した。
f.供試材６７〜７０
供試材６７〜７０は、供試材１８に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表５Ａの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ａに示す冷間加工率をもつ供試材を製造した。 e. Test material 63-66
The test materials 63 to 66 are obtained by subjecting the test material 16 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders, they were blended and mixed in the composition ratio shown in Table 5A (mixing step).
Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material having a cold working rate shown in Table 5A was manufactured.
f. Test material 67-70
The test materials 67 to 70 are obtained by subjecting the test material 18 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, and zirconium powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have a composition ratio shown in Table 5A (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material having a cold working rate shown in Table 5A was manufactured.

g.供試材７１〜７３
供試材７１は、供試材５３に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とＴｉＢ２粉末を用いて、表５Ｂの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ｂに示す冷間加工率をもつ供試材を製造した。
h.供試材７４
供試材７４は、供試材１７に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用いて、表５Ｂの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ｂに示す冷間加工率をもつ供試材７４を製造した。 g. Test materials 71-73
The test material 71 is obtained by subjecting the test material 53 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder and TiB2 powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have the composition ratio shown in Table 5B (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material having a cold working rate shown in Table 5B was manufactured.
h. Test material 74
The test material 74 is obtained by subjecting the test material 17 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have a composition ratio shown in Table 5B (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material 74 having a cold working rate shown in Table 5B was manufactured.

i.供試材７５
供試材７５は、供試材２２冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ハフニウム粉末とを用いて、表５Ｂの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ｂに示す冷間加工率をもつ供試材７５を製造した。
j.供試材７６
供試材７６は、供試材２６に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、マンガン粉末とを用いて、表５Ｂの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ｂに示す冷間加工率をもつ供試材７６を製造した。 i. Test material 75
The test material 75 has been subjected to cold working of the test material 22. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and hafnium powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have a composition ratio shown in Table 5B (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material 75 having a cold working rate shown in Table 5B was manufactured.
j. Test material 76
The test material 76 is obtained by subjecting the test material 26 to cold working. Using titanium powder and niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and manganese powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have the composition ratio shown in Table 5B (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material 76 having a cold working rate shown in Table 5B was manufactured.

k.供試材７７
供試材７７は、供試材３２に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末、アルミニウム粉末とを用いて、表５Ｂの組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。これ以降は、供試材５９と同様にして、表５Ｂに示す冷間加工率をもつ供試材を製造した。 k. Test material 77
The test material 77 is obtained by subjecting the test material 32 to cold working. Using titanium powder and niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and aluminum powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have the composition ratio shown in Table 5B (mixing step). Thereafter, in the same manner as the test material 59, a test material having a cold working rate shown in Table 5B was manufactured.

（８）供試材７８〜８１
供試材７８〜８１は、ＣＩＰ成形の成形圧力を前述の各供試材よりも低減して焼結体中の空孔率を上昇させたものである。
a.供試材７８、７９
供試材７８、７９は、供試材８と同組成を有するものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とを用意した。なお、この時の含有酸素量はチタン粉末に含まれる酸素で調整した。 これらの各粉末を表６の組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を供試材７８は圧力３．８ｔｏｎ／ｃｍ２で、供試材７９は圧力３．５ｔｏｎ／ｃｍ２ＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ１０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5 ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とし（焼結工程）、これを供試材７８、７９とした。なお、この時の空孔率を算出すると、供試材７８は２％、供試材７９では５％であった。 (8) Test materials 78-81
The test materials 78 to 81 are obtained by increasing the porosity in the sintered body by lowering the molding pressure of the CIP molding than that of each of the test materials described above.
a. Test materials 78, 79
The test materials 78 and 79 have the same composition as the test material 8. Titanium powder, niobium powder, and tantalum powder were prepared as raw material powders. The oxygen content at this time was adjusted with oxygen contained in the titanium powder. These powders were blended and mixed so as to have the composition ratios shown in Table 6 (mixing step). The test material 78 was subjected to a pressure of 3.8 ton / cm 2 and the test material 79 was subjected to a pressure of 3.5 ton / cm 2 by CIP (cold isostatic pressing) to obtain a cylindrical molded body of φ10 × 80 mm. Molding process). The molded body obtained by the molding step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered, thereby obtaining a sintered body (sintering step). Materials 78 and 79 were used. When the porosity at this time was calculated, it was 2% for the test material 78 and 5% for the test material 79.

b.供試材８０
供試材８０は、供試材１８と同組成を有するものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ジルコニウム粉末とを用意した。 これらの各粉末を表６の組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を圧力３．０ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ１０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とし（焼結工程）、これを供試材８０とした。なお、この時の空孔率を算出すると１０％であった。 b. Test material 80
The test material 80 has the same composition as the test material 18. Titanium powder, niobium powder, and zirconium powder were prepared as raw material powders. These powders were blended and mixed so as to have the composition ratios shown in Table 6 (mixing step). This mixed powder was subjected to CIP molding (cold isostatic pressing) at a pressure of 3.0 ton / cm 2 to obtain a cylindrical molded body of φ10 × 80 mm (molding step). The molded body obtained by the molding step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered, thereby obtaining a sintered body (sintering step). Material 80. The porosity at this time was calculated to be 10%.

c.供試材８１
供試材８１は、供試材１６と同組成を有するものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末とを用意した。なお、この時の含有酸素量はチタン粉末に含まれる酸素で調整した。 これらの各粉末を表６の組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を圧力２．５ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ１０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させて焼結体とし（焼結工程）、これを供試材８１とした。なお、この時の空孔率を算出すると２５％であった。 c. Test material 81
The test material 81 has the same composition as the test material 16. Titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and zirconium powder were prepared as raw material powders. The oxygen content at this time was adjusted with oxygen contained in the titanium powder. These powders were blended and mixed so as to have the composition ratios shown in Table 6 (mixing step). This mixed powder was subjected to CIP molding (cold isostatic pressing) at a pressure of 2.5 ton / cm 2 to obtain a cylindrical molded body of φ10 × 80 mm (molding step). The molded body obtained by the molding step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered to form a sintered body (sintering step). Material 81 was used. The porosity at this time was calculated to be 25%.

（９）供試材８２〜８４
供試材８２〜８３は、ＨＩＰ法を用いてチタン合金を製造したものである。
a.供試材８２
原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末と、タンタル粉末とを用いて、表６の組成割合となるように配合した混合粉末を、純チタン製容器に充填し、１．３Ｐａ（１ｘ１０-2ｔｏｒｒ）で脱気後封入した（充填工程）。混合粉末を封入した容器を１０００℃ｘ２００ＭＰａの条件で２時間保持して、ＨＩＰ法により焼結させた（焼結工程）。こうして得られたφ２０ｘ８０ｍｍを供試材８２とした。 (9) Test materials 82 to 84
The test materials 82 to 83 were produced by using a HIP method to produce a titanium alloy.
a. Test material 82
Using titanium powder, niobium powder, and tantalum powder as raw material powders, a mixed powder blended so as to have a composition ratio shown in Table 6 was filled in a container made of pure titanium, and 1.3 Pa (1 × 10 −2 torr) was prepared. ) And then sealed (filling step). The container enclosing the mixed powder was held at 1000 ° C. × 200 MPa for 2 hours and sintered by the HIP method (sintering step). The φ20 × 80 mm thus obtained was used as a test material 82.

b.供試材８３
供試材８２として得られたφ２０ｍｍの丸棒を冷間スウエージ機にて冷間加工して、表６に示す冷間加工率をもつ供試材８３を製造した。
c.供試材８４
供試材８４は、供試材７８に冷間加工を施したものである。原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、タンタル粉末とを用いて、表６の組成割合となるように配合および混合した（混合工程）。この混合粉末を圧力３．８ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ２０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た（成形工程）。成形工程により得られた成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした（焼結工程）。このφ２０ｍｍの焼結体を冷間スウエージ機にて冷間加工して、表６に示す冷間加工率をもつ供試材８４を製造した。 b. Test material 83
The round bar of φ20 mm obtained as the test material 82 was cold-worked with a cold swaging machine to produce a test material 83 having a cold working rate shown in Table 6.
c. Test material 84
The test material 84 is obtained by subjecting the test material 78 to cold working. Using titanium powder, niobium powder, and tantalum powder as raw material powders, they were blended and mixed so as to have a composition ratio shown in Table 6 (mixing step). This mixed powder was subjected to CIP molding (cold isostatic molding) at a pressure of 3.8 ton / cm 2 to obtain a cylindrical molded body of φ20 × 80 mm (molding step). The compact obtained by the compacting step was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) to be sintered to obtain a sintered body (sintering step). This sintered body having a diameter of 20 mm was cold-worked by a cold swaging machine to produce a test material 84 having a cold-working rate shown in Table 6.

Ｂ.供試材Ｃ１〜Ｃ５と供試材Ｄ１〜Ｄ３
次に、前述の組成範囲に属さない組成を有するか又は前述の製造方法と異なる方法によって得られた、供試材Ｃ１〜Ｃ５と供試材Ｄ１〜Ｄ３を製造した。
（１）供試材Ｃ１〜Ｃ５
a.供試材Ｃ１は、Ｖａ族元素が３０質量％未満であるチタン合金に関するものである。原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末とを用意した。この時の含有酸素量はチタン粉末に含まれる酸素で調整した。 これらの各粉末を表７の組成割合となるように配合および混合した。こうして得られた混合粉末を圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２でＣＩＰ成形（冷間静水圧成形）して、φ４０ｘ８０ｍｍの円柱形状の成形体を得た。この成形体を１．３ｘ１０-3Ｐａ（１ｘ１０-5ｔｏｒｒ）の真空中で１３００℃ｘ１６時間加熱して焼結させ、焼結体とした。さらに、この焼結体を７００〜１１５０℃の大気中で熱間鍛造してφ１０ｍｍの丸棒とし、これを供試材Ｃ１とした。 B. Test materials C1 to C5 and test materials D1 to D3
Next, test materials C1 to C5 and test materials D1 to D3 each having a composition not belonging to the above-described composition range or obtained by a method different from the above-described manufacturing method were manufactured.
(1) Test materials C1 to C5
a. Specimen C1 relates to a titanium alloy containing less than 30% by mass of Va group elements. Titanium powder and niobium powder were prepared as raw material powders. The oxygen content at this time was adjusted with oxygen contained in the titanium powder. Each of these powders was blended and mixed so as to have a composition ratio shown in Table 7. The mixed powder thus obtained was subjected to CIP molding (cold isostatic pressing) at a pressure of 4 ton / cm 2 to obtain a cylindrical shaped body of φ40 × 80 mm. The molded body was heated at 1300 ° C. for 16 hours in a vacuum of 1.3 × 10 −3 Pa (1 × 10 −5 torr) and sintered to obtain a sintered body. Further, this sintered body was hot forged in an atmosphere of 700 to 1150 ° C. to obtain a φ10 mm round bar, which was used as a test material C1.

b.供試材Ｃ２
供試材Ｃ２は、Ｖａ族元素が６０質量％を超えるチタン合金に関するものである。原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末と、バナジウム粉末と、タンタル粉末とを用いて、表７の組成割合となるように配合した。これ以降は、供試材Ｃ１と同様にして供試材Ｃ２を製造した。
c.供試材Ｃ３
供試材Ｃ３は、アルミニウムが５質量％を超えるチタン合金に関するものである。原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末、タンタル粉末、ジルコニウム粉末およびアルミニウム粉末とを用いて、表７の組成割合となるように配合した。これ以降は、供試材Ｃ１と同様にして供試材Ｃ３を製造した。 b. Test material C2
Test material C2 relates to a titanium alloy containing more than 60% by mass of a Va group element. Using titanium powder, niobium powder, vanadium powder, and tantalum powder as raw material powders, they were blended so as to have the composition ratios shown in Table 7. Thereafter, the test material C2 was manufactured in the same manner as the test material C1.
c. Test material C3
Test material C3 relates to a titanium alloy containing more than 5% by mass of aluminum. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, zirconium powder, and aluminum powder as raw material powders, they were blended so as to have the composition ratios shown in Table 7. Thereafter, a test material C3 was manufactured in the same manner as the test material C1.

d.供試材Ｃ４
供試材Ｃ４は、酸素が０．６質量％を超えるチタン合金に関するものである。原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末と、タンタル粉末とを用いて、表７の組成割合となるように配合した。なお、含有酸素量はチタン粉末に含まれる酸素量で調整した。これ以降は、供試材Ｃ１と同様にして供試材Ｃ４を製造した。
e.供試材Ｃ５
供試材Ｃ５は、ホウ素が１．０質量％を超えるチタン合金に関するものである。原料粉末として、チタン粉末と、ニオブ粉末と、タンタル粉末と、ＴｉＢ２ 粉末とを用いて、表７の組成割合となるように配合した。これ以降は、供試材Ｃ１と同様にして供試材Ｃ５を製造した。 d. Test material C4
Test material C4 relates to a titanium alloy containing more than 0.6% by mass of oxygen. Using titanium powder, niobium powder, and tantalum powder as raw material powders, they were blended so as to have the composition ratios shown in Table 7. The oxygen content was adjusted by the oxygen content of the titanium powder. Thereafter, a test material C4 was manufactured in the same manner as the test material C1.
e. Test material C5
Test material C5 relates to a titanium alloy containing more than 1.0% by mass of boron. Using titanium powder, niobium powder, tantalum powder, and TiB2 powder as raw material powders, they were blended so as to have the composition ratios shown in Table 7. Thereafter, a test material C5 was manufactured in the same manner as the test material C1.

（２）供試材Ｄ１〜Ｄ３
供試材Ｄ１〜Ｄ３は、いわゆる溶解法により製造したものである。
a.供試材Ｄ１
原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末、ハフニウム粉末、錫粉末とを用意し、表７に示す成分組成のチタン合金をボタン溶解で溶製した。これにより得られたインゴットを９５０〜１０５０℃の大気中で熱間鍛造し、φ１０ｘ５０ｍｍの丸棒とした。
b.供試材Ｄ２
原料粉末として、チタン粉末とバナジウム粉末およびアルミニウム粉末とを用いて、表７の組成割合になるように配合した。これ以降は、供試材Ｄ１と同様にして供試材Ｄ２を製造した。 (2) Test materials D1 to D3
The test materials D1 to D3 were manufactured by a so-called melting method.
a. Test material D1
Titanium powder, niobium powder, hafnium powder, and tin powder were prepared as raw material powders, and a titanium alloy having a component composition shown in Table 7 was melted by button melting. The ingot thus obtained was hot forged in the air at 950 to 1050 ° C. to obtain a round bar of φ10 × 50 mm.
b. Test material D2
As a raw material powder, a titanium powder, a vanadium powder, and an aluminum powder were blended so as to have a composition ratio shown in Table 7. Thereafter, the test material D2 was manufactured in the same manner as the test material D1.

c.供試材Ｄ３
原料粉末として、チタン粉末とニオブ粉末およびジルコニウム粉末とを用いて、表７の組成割合になるように配合した。これ以降は、供試材Ｄ１と同様にして供試材Ｄ３を製造した。 c. Test material D3
Using titanium powder, niobium powder, and zirconium powder as raw material powders, they were blended so as to have the composition ratios shown in Table 7. Thereafter, the test material D3 was manufactured in the same manner as the test material D1.

（各供試材の特性）
上述した各供試材について、種々の特性値を以下に示す方法で求めた。
a.平均ヤング率、引張弾性限強度、弾性変形能及び引張強度
各供試材について、インストロン試験機を用いて引張試験を行い、荷重と伸びとを測定して、応力−伸び（歪み）線図を求めた。
インストロン試験機とは、インストロン（メーカ名）製の万能引張試験機であり、駆動方式は電気モータ制御式である。伸びは試験片の側面に貼り付けたひずみゲージの出力から測定した。
平均ヤング率と引張弾性限強度と引張強度とは、その応力−伸び（歪み）線図に基づいて、前述した方法により求めた。また、弾性変形能は、引張弾性限強度に対応する伸びを応力−伸び（歪み）線図から求めた。 (Characteristics of each sample)
For each of the test materials described above, various characteristic values were determined by the following methods.
a. Average Young's Modulus, Tensile Elastic Limit Strength, Elastic Deformability, and Tensile Strength A tensile test was performed on each test material using an Instron tester, and the load and elongation were measured to determine the stress-elongation (strain). A diagram was obtained.
The Instron testing machine is a universal tensile testing machine manufactured by Instron (manufacturer), and the driving system is an electric motor control system. The elongation was measured from the output of a strain gauge attached to the side surface of the test piece.
The average Young's modulus, tensile elastic limit strength, and tensile strength were determined by the above-described method based on the stress-elongation (strain) diagram. Further, the elastic deformability was obtained by elongating the tensile elastic limit strength from a stress-elongation (strain) diagram.

b.その他
空孔率は前述した空孔の体積％を意味し、冷間加工率は前述の式から求めた冷間加工率を意味する。
これらの結果を表１〜表７に併せて示した。 b. Others The porosity means the volume percentage of the pores described above, and the cold working rate means the cold working rate obtained from the above formula.
These results are also shown in Tables 1 to 7.

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（各供試材の評価）
a.平均ヤング率と引張弾性限強度について
供試材１〜１３は、全て、３０〜６０質量％のＶａ族元素を含有し、平均ヤング率が７５ＧＰａ以下で引張弾性限強度が７００ＭＰａ以上である。従って、十分な低ヤング率と高強度（高弾性）とが達成されていることが解る。
一方、Ｖａ族元素の含有量が３０質量％未満の供試材Ｃ１および供試材Ｄ１〜Ｄ３またはＶａ族元素の含有量が６０％を超える供試材Ｃ２では、いずれも、平均ヤング率が７５ＧＰａを超え、低ヤング率が達成されていない。
次に、所定量のＶａ族元素にＺｒ、Ｈｆ、またはＳｃを含有させた供試材１４〜２４は、供試材６〜１２と比較すれば明らかなように、いずれの場合もより低ヤング率化と高強度（高弾性）化とが図られている。 (Evaluation of each test material)
a. Average Young's Modulus and Tensile Elastic Limit Strength All of Test Materials 1 to 13 contain 30 to 60% by mass of a Va group element, have an average Young's modulus of 75 GPa or less, and a tensile elastic limit strength of 700 MPa or more. . Therefore, it is understood that a sufficiently low Young's modulus and high strength (high elasticity) are achieved.
On the other hand, the average Young's modulus of the test material C1 having a content of the Va group element of less than 30% by mass and the test materials D1 to D3 or the test material C2 having a content of the Va group element of more than 60% is less than 60%. Exceeding 75 GPa, low Young's modulus has not been achieved.
Next, the specimens 14 to 24 in which Zr, Hf, or Sc was added to the predetermined amount of the Va group element had lower Young's values in all cases as apparent from comparison with the specimens 6 to 12. Efficiency and high strength (high elasticity) are achieved.

さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｓｎを含有させた供試材２５〜３８は、これらの元素を含有しない他の供試材に比べて、低ヤング率を達成しつつ、引張弾性限強度が向上している。従って、これらの元素は、本発明に係るチタン合金の高強度（高弾性）化に有効であることが解る。
ただし、供試材Ｃ３等からも解るように、Ａｌの含有量が５質量％超えると、引張弾性限強度が向上するものの、平均ヤング率の上昇も招いている。低ヤング率で高強度（高弾性）であるためには、Ａｌの含有量が５％以下であることが好ましいことが解る。
また、酸素が比較的多く含有される供試材３９〜４６から、酸素は低ヤング率と高強度（高弾性）を図る上で有効な元素であることが解る。また、供試材４７〜５１から、炭素、窒素についても同様に、低ヤング率と高強度（高弾性）を図る上で有効な元素であることが解る。
また、供試材５２〜５４から、ホウ素も、低ヤング率と高強度（高弾性）を図る上で有効な元素であることが解る。しかも、供試材７１〜７３から、適量のホウ素の添加により、冷間加工性が害されることもない。 Further, the test materials 25 to 38 containing Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Ni, Al, and Sn achieve a lower Young's modulus than other test materials not containing these elements. And the tensile elastic limit strength is improved. Therefore, it is understood that these elements are effective for increasing the strength (high elasticity) of the titanium alloy according to the present invention.
However, as can be seen from the test material C3 and the like, when the Al content exceeds 5% by mass, the tensile elastic limit strength is improved, but the average Young's modulus is also increased. It can be seen that, for low Young's modulus and high strength (high elasticity), the Al content is preferably 5% or less.
Further, from the test materials 39 to 46 containing a relatively large amount of oxygen, it is understood that oxygen is an effective element for achieving low Young's modulus and high strength (high elasticity). In addition, from the test materials 47 to 51, it is understood that carbon and nitrogen are also effective elements for achieving low Young's modulus and high strength (high elasticity).
In addition, it is understood from the test materials 52 to 54 that boron is also an effective element for achieving low Young's modulus and high strength (high elasticity). Moreover, from the test materials 71 to 73, the addition of an appropriate amount of boron does not impair the cold workability.

b.弾性変形能
供試材１〜８４は、いずれも弾性変形能が１．３以上であり、供試材Ｃ１〜Ｃ５およびＤ１〜Ｄ３（弾性変形能は１．０以下）に対して、優れた高弾性変形能を有することが解る。
c.冷間加工率について
冷間加工を施してた供試材５５〜７７から、概して、冷間加工率が高くなる程、平均ヤング率が低下し、引張弾性限強度が上昇する傾向にあることが解る。チタン合金の低ヤング率化と高弾性変形能化、かつ高強度（高弾性）化とを両立する上で、冷間加工が有効であることが解る。 b. Elastic Deformability Each of the test materials 1 to 84 has an elastic deformability of 1.3 or more, and the test materials C1 to C5 and D1 to D3 (elastic deformability is 1.0 or less) It turns out that it has excellent high elastic deformation ability.
c. About cold work rate From the test materials 55 to 77 that have been subjected to cold work, generally, as the cold work rate increases, the average Young's modulus tends to decrease and the tensile elastic limit strength tends to increase. I understand. It is understood that cold working is effective in achieving both a low Young's modulus, a high elastic deformation capability, and a high strength (high elasticity) of a titanium alloy.

d.空孔率について
供試材７８〜８１から、３０質量％以下の空孔が存在しても、低ヤング率と共に高強度（高弾性）が得られていることが解る。そして、空孔率がより大きい供試材８０、８１では、密度の低下により、比強度の向上が図られる。
e.焼結法と溶解法について
供試材１〜８４の中で焼結法により製造した供試材と、溶解法で製造した供試材Ｄ１〜Ｄ３とを比較すると、焼結法により、低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度（高弾性）のチタン合金を得やすいことが解る。
一方、供試材Ｄ１〜Ｄ３のように、溶解法により得られたチタン合金では、低ヤング率と高強度（高弾性）とを両立させることは難しい。但し、このことは、供試材２、７等からも解るように、溶解法にて製造されたチタン合金を本発明から除外することを意味するものではない。 d. About porosity From the test materials 78 to 81, it can be seen that even if vacancies of 30% by mass or less exist, high strength (high elasticity) is obtained together with low Young's modulus. Then, in the test materials 80 and 81 having a higher porosity, the specific strength is improved due to the decrease in the density.
e. About the sintering method and the melting method When comparing the test materials manufactured by the sintering method among the test materials 1 to 84 with the test materials D1 to D3 manufactured by the melting method, It is understood that it is easy to obtain a titanium alloy having a low Young's modulus, a high elastic deformation capacity and a high strength (high elasticity).
On the other hand, it is difficult to achieve both low Young's modulus and high strength (high elasticity) in a titanium alloy obtained by a melting method like the test materials D1 to D3. However, this does not mean that titanium alloys produced by the melting method are excluded from the present invention, as can be seen from the test materials 2, 7 and the like.

以上、述べてきたように、本発明のチタン合金製トーションバーは、低ヤング率で高弾性変形能かつ高強度（高弾性）を必要とするトーションバーに幅広く利用でき、また、冷間加工性にも優れるため、その生産性の向上をも図れる。   As described above, the titanium alloy torsion bar of the present invention can be widely used for a torsion bar requiring low Young's modulus, high elastic deformation capacity and high strength (high elasticity). , The productivity can be improved.

Ａは本発明に係るチタン合金の応力−伸び（歪み）線図を模式的に示した図である。Ｂは従来のチタン合金の応力−伸び（歪み）線図を模式的に示した図である。A is a diagram schematically showing a stress-elongation (strain) diagram of the titanium alloy according to the present invention. B is a diagram schematically showing a stress-elongation (strain) diagram of a conventional titanium alloy.

Claims (11)

少なくともＶａ族（バナジウム族）元素と主成分であるチタン（Ｔｉ）とを含み、
加える応力が、０から引張試験で真に永久歪みが０．２％に到達したときの応力として定義される引張弾性限強度までの範囲にある弾性変形域内で、
該引張試験により得られた応力−歪み線図上の接線の傾きが応力の増加に伴って減少する特性を示すことを特徴とするチタン合金からなるチタン合金製トーションバー。 At least a group Va (vanadium group) element and titanium (Ti) as a main component,
Within the elastic deformation range, the applied stress ranges from 0 to the tensile elastic limit strength defined as the stress when the permanent set reaches 0.2% in the tensile test.
A titanium alloy torsion bar made of a titanium alloy, wherein the inclination of a tangent line on a stress-strain diagram obtained by the tensile test shows a characteristic of decreasing with an increase in stress. 前記チタン合金は、前記引張弾性限強度が７００ＭＰａ以上である請求項１に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 1, wherein the titanium alloy has the tensile elastic limit strength of 700 MPa or more. 前記チタン合金は、前記応力−歪み線図上の接線の傾きから求まるヤング率の代表値として、前記引張弾性限強度の１／２に相当する応力位置での接線の傾きから求めた平均ヤング率が７５ＧＰａ以下である請求項１または２に記載のチタン合金製トーションバー。   As the representative value of the Young's modulus obtained from the slope of the tangent on the stress-strain diagram, the average Young's modulus obtained from the slope of the tangent at a stress position corresponding to の of the tensile elastic limit strength is obtained. The titanium alloy torsion bar according to claim 1 or 2, wherein is less than or equal to 75 GPa. 前記チタン合金は、１０％以上の冷間加工組織を有し、前記引張弾性限強度が７５０ＭＰａ以上である請求項２に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 2, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 10% or more, and the tensile elastic limit strength is 750 MPa or more. 前記チタン合金は、５０％以上の冷間加工組織を有し、前記引張弾性限強度が８００ＭＰａ以上である請求項４に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 4, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 50% or more, and the tensile elastic limit strength is 800 MPa or more. 前記チタン合金は、７０％以上の冷間加工組織を有し、前記引張弾性限強度が８５０ＭＰａ以上である請求項５に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 5, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 70% or more, and the tensile elastic limit strength is 850 MPa or more. 前記チタン合金は、９０％以上の冷間加工組織を有し、前記引張弾性限強度が９００ＭＰａ以上である請求項６に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 6, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 90% or more, and the tensile elastic limit strength is 900 MPa or more. 前記チタン合金は、１０％以上の冷間加工組織を有し、前記平均ヤング率が７０ＧＰａ以下である請求項３に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 3, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 10% or more, and the average Young's modulus is 70 GPa or less. 前記チタン合金は、５０％以上の冷間加工組織を有し、前記平均ヤング率が６５ＧＰａ以下である請求項８に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 8, wherein the titanium alloy has a cold work structure of 50% or more, and the average Young's modulus is 65 GPa or less. 前記チタン合金は、７０％以上の冷間加工組織を有し、前記平均ヤング率が６０ＧＰａ以下である請求項９に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 9, wherein the titanium alloy has a cold worked structure of 70% or more, and the average Young's modulus is 60 GPa or less. 前記チタン合金は、９０％以上の冷間加工組織を有し、前記平均ヤング率が５５ＧＰａ以下である請求項１０に記載のチタン合金製トーションバー。   The titanium alloy torsion bar according to claim 10, wherein the titanium alloy has a cold work structure of 90% or more, and the average Young's modulus is 55 GPa or less.
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000077267A1 (en) * 1999-06-11 2000-12-21 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Titanium alloy and method for producing the same

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000077267A1 (en) * 1999-06-11 2000-12-21 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Titanium alloy and method for producing the same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012097855A1 (en) * 2011-01-21 2012-07-26 Audi Ag Active actuator for a motor vehicle chassis

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