JP2008500458A - 準安定ベータ型チタン合金及び直接時効によるその加工方法 - Google Patents

準安定ベータ型チタン合金及び直接時効によるその加工方法 Download PDF

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Abstract

準安定ベータ型チタン合金及び準安定β型チタン合金の加工方法を開示する。例えば、特定の非限定具体例は、準安定β型チタン合金、例えば１０重量％を超えるモリブデンを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する二元β型チタン合金に関する。他の非限定具体例は、準安定β型チタン合金の加工方法、特に、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金の加工方法において、方法は、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の温度で準安定β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間直接時効することとを含む、方法に関する。本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う二元β型チタン合金を含む製造物品も開示する。

Description

本開示は一般に、準安定β型チタン合金及び準安定β型チタン合金の加工方法に関する。特に、本発明の特定の具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元準安定β型チタン合金、並びに熱間加工及び直接時効によるこのような合金の加工方法に関する。本明細書において開示する準安定β型チタン合金から製造される製造物品も提供する。
準安定ベータ型チタン（または“β−チタン”）合金は一般に、手術室において外科医による個別の適合または輪郭形成を必要とする特定の医用生体インプラント用途における使用に特に適したものにする延性及び生体適合性の望ましい組合せを有する。例えば、単相ベータ微細構造を含む固溶化熱処理した（または“β−焼なましした”）準安定β型チタン合金、例えば約１５重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金（“Ｔｉ−１５Ｍｏ”）は、骨折固定用途において成功裏に使用され、このような用途において一般に使用されるステンレス鋼のものに近づく使用しやすさを有することが見い出された。しかしながら、固溶化熱処理したＴｉ−１５Ｍｏ合金の強度は比較的に低いので、これは一般に、より高強度の合金を必要とする用途、例えば、股関節プロテーゼにおける使用には適さない。例えば、ほぼβ−トランザス温度（β-transus temperature）またはこれを超える温度で固溶化熱処理し、それに続いて、さらに時効することなく室温に冷却した従来のＴｉ−１５Ｍｏ合金は、典型的に約２５％の伸び及び約１１０ksiの引張強さを有する。本明細書において使用する“β−トランザス温度”または“β−トランザス”という用語は、超えると平衡α−相（または“アルファ−相”）がチタン合金中に存在しない最低温度を指す。例えば、本明細書において参考のために特に引用するASM Materials Engineering Dictionary. J.R. Davis Ed., ASM International, Materials Park, OH (1992) at page 39を参照されたい。
合金を時効してβ−相微細構造内部にα−相（またはアルファ相）を析出させることによって、固溶化熱処理したＴｉ−１５Ｍｏ合金の引張強さを増大させることができるが、典型的に、固溶化熱処理したＴｉ−１５Ｍｏ合金を時効することは、合金の延性の劇的な減少をもたらす。例えば、本明細書において限定するものではないが、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金を約１４７２°F（８００℃）で固溶化熱処理し、急速に冷却し、それに続いて８８７°F（４７５℃）〜１３３７°F（７２５℃）の範囲にわたる温度で時効した場合、約１５０ksi〜約２００ksiの範囲にわたる引張強さを実現することができる。しかしながら、説明するように時効した後、合金は、約１１％（１５０ksi材料の場合）〜約５％（２００ksi材料の場合）の％伸びを有することができる。本明細書において参考のために特に引用するJohn Disegi, "AO ASIF Wrought Titanium-15% Molybdenum Implant Material," AO ASIF Materials Expert Group. 1ｓｔ Ed., (Oct. 2003)を参照されたい。この状態において、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金が適する用途の範囲は、合金の比較的に低い延性が理由となって限定され得る。
さらに、準安定β型チタン合金は、転位の形成及び移動によってではなく双晶形成によって変形する傾向があるので、こうした合金は一般に、冷間加工（すなわち、加工強化）単独によって任意のかなりの程度に強化することができない。
従って、準安定β型チタン合金、例えば１０重量％を超えるモリブデンを含み、良好な引張特性（例えば、良好な延性、引張及び／または降伏強さ）及び／または良好な疲れ特性の両方を有する二元β型チタン合金に対する必要が存在する。良好な引張特性及び良好な疲れ特性の両方を実現するための、このような合金の加工方法に対する必要も存在する。
本明細書において開示する様々な非限定具体例は、準安定β型チタン合金の加工方法に関する。例えば、１非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、８５０°Fを超える〜１３７５°Fの範囲にわたる時効温度で、準安定β型チタン合金内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することを含む、方法を提供する。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の第１の時効温度で、準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の中に少なくとも１つのα−相析出物を形成し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間加熱することと；それに続いて、準安定β型チタン合金を、第１の時効温度よりも低い第２の時効温度で、準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の中に少なくとも１つの追加のα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することとを含む、方法を提供する。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、１２２５°F〜１３７５°Fの範囲にわたる第１の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することと、それに続いて、準安定β型チタン合金を８５０°F〜１０００°Fの範囲にわたる第２の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することとを含む、方法を提供する。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間圧延すること及び熱間押出しすることのうちの少なくとも１つによって、準安定β型チタン合金を少なくとも９５％の断面減少率（reduction in area）に熱間加工することと；準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することによって、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法を提供する。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金の加工方法であって、二元β型チタン合金を熱間加工することと、β型チタン合金を、熱間加工した状態で、二元β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、二元β型チタン合金内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することによって二元β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、加工後、二元β型チタン合金は少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する、方法を提供する。
本発明の他の非限定具体例は、二元β型チタン合金に関する。例えば、１非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金において、二元β型チタン合金は、二元β型チタン合金を熱間加工し、二元β型チタン合金を直接時効することによって加工され、加工後、二元β型チタン合金は少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する、二元β型チタン合金を提供する。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する二元β型チタン合金を提供する。
本明細書において開示する他の非限定具体例は、二元β型チタン合金から製造される製造物品に関する。例えば、１非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する二元β型チタン合金を含む製造物品を提供する。
本明細書において開示する様々な具体例は、図面と共に読むことでより良く理解されよう。
上記に検討したように、本発明の具体例は、準安定β型チタン合金及びその加工方法に関する。特に、本発明の具体例は、準安定β型チタン合金、例えば１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金、及び合金に望ましい機械的性質を与えるためのこのような合金の加工方法に関する。本明細書において使用する“準安定β型チタン合金”という用語は、β−トランザスを超えるところから冷却した時に事実上１００％のβ−構造を保持するのに十分な量のβ−安定化元素を含むチタン合金を意味する。従って、準安定β型チタン合金は、焼入れした時にマルテンサイト開始（martensite start）（または“Ｍｓ”）を通過することを避けるのに十分なβ−安定化元素を含み、それによってマルテンサイトの形成を避ける。ベータ安定化元素（またはβ−安定剤）は、体心立方（“ｂｃｃ”）β−チタン相と同形の元素である。β−安定剤の例としては、ジルコニウム、タンタル、バナジウム、モリブデン、及びニオブが挙げられるがこれらに限定されるものではない。例えば、本明細書において参考のために特に引用するMetal Handbook, Desk Edition, 2ｎｄ Ed., J.R. Davis ed., ASM International, Materials Park, OH (1998) at pages 575-588を参照されたい。
先に検討したように、固溶化熱処理した状態で、準安定β型チタン合金は単相β−微細構造を含む。しかしながら、β−トランザス未満の温度での適切な熱処理によって、六方最密結晶構造を有するα−相チタンを形成できるかまたはβ−相微細構造中に析出できる。β−相微細構造内部のα−相の形成は合金の引張強さを改良できるが、これはまた一般に合金の延性の顕著な減少をもたらす。しかしながら、下記により詳細に検討するように、本願発明者らは、準安定β型チタン合金を本明細書において開示する様々な非限定具体例に従って加工した場合、望ましい引張強さ及び延性の両方を有する準安定β型チタン合金を形成できることを見い出した。
本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う方法と共に使用するのに適した準安定β型チタン合金としては、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金が挙げられるがこれに限定されるものではない。本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う方法と共に使用するのに適した他の準安定β型チタン合金としては、限定するものではなく、１１重量％のモリブデン〜１８重量％のモリブデンを含む準安定β型チタン合金が挙げられる。特定の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、少なくとも１４重量％のモリブデンを含み、特に、１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む。さらに、モリブデンに加えて、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う準安定β型チタン合金は、少なくとも１つの他のβ−安定化元素、例えばジルコニウム、タンタル、バナジウム、モリブデン、及びニオブを含むことができる。
さらに、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、１０重量％を超えるモリブデンを含み、特に、１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金とすることができる。他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、約１５重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金である。本明細書において使用する“二元β型チタン合金”という用語は、２つの一次合金元素を含む準安定β型チタン合金を意味する。しかしながら、当業者であれば、２つの一次合金元素に加えて、二元合金系は、系の熱力学的平衡挙動を実質的に変化させない少量または不純物量の他の元素または化合物を含むことができることは了解されよう。
本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う準安定β型チタン合金は、準安定β型チタン合金の製造に関して一般に当分野において周知の任意の方法によって製造できる。例えば、限定するものではなく、準安定β型チタン合金は、プラズマアーク低温炉床溶解（plasma arc cold hearth melting）、真空アーク再溶解、及び電子ビーム溶解のうちの少なくとも１つを含むプロセスによって製造できる。一般的に言って、プラズマアーク低温炉床溶解プロセスは、未使用原料を配合した加圧した成形体（“パックス（pucks）”と呼ばれる）、バルク固体復帰物（bulk solid revert）（すなわち、固体スクラップ金属）、または両方の組合せの形態の入力原料を、プラズマアーク低温炉床溶解炉（または“ＰＡＭ”炉）中で溶解することを含む。結果として生じるインゴットを、熱間加工の前に、回転鍛造（rotary forge）するか、プレス鍛造（press forge）するか、またはプレス鍛造しそれに続いて回転鍛造して、中間サイズにすることができる。
例えば、本明細書において開示する特定の非限定具体例によれば、β型チタン合金は、プラズマアーク低温炉床溶解によって製造できる。他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、プラズマアーク低温炉床溶解及び真空アーク再溶解によって製造できる。特に、β型チタン合金は、一次溶解操作においてプラズマアーク低温炉床溶解によって製造でき、それに続いて二次溶解操作において真空アーク再溶解できる。
本発明の様々な非限定具体例に従う準安定β型チタン合金の加工方法を、ここから検討する。本明細書において開示する１非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間圧延すること及び熱間押出しすることのうちの少なくとも１つによって、準安定β型チタン合金を少なくとも９５％の断面減少率に熱間加工することと、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、準安定β型チタン合金中にα−相を形成するのに十分な時間加熱することによって準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法を提供する。
任意の特定の理論によって束縛されることを意図するものではないが、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う時効の前に準安定β型チタン合金を熱間加工することは、本願発明者らによって、合金における加工のレベルを増大させ、合金の結晶粒度を減少させる際に有利であると考えられている。一般的に言って、準安定β型チタン合金は、合金の所望の形状を実現するために、並びにβ−相微細構造への所望の加工のレベルを与えるために必要とされる任意の％減少に熱間加工できる。上記に検討したように、１非限定具体例においては、準安定β型チタン合金は、少なくとも９５％の断面減少率に熱間加工できる。別の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、少なくとも９８％の断面減少率に熱間加工できる。さらに別の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、９９％の断面減少率に熱間加工できる。さらに他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金は、少なくとも７５％の断面減少率に熱間加工できる。
さらに、上記に検討したように、１非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を熱間加工することは、準安定β型チタン合金を熱間圧延すること及び熱間押出しすることのうちの少なくとも１つを含むことができる。例えば、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を熱間加工することは、準安定β型チタン合金を１１００°Fを超える〜１７２５°Fの範囲にわたる圧延温度で熱間圧延することを含むことができる。さらに、本明細書において開示する他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を熱間加工することは、準安定β型チタン合金を１０００°F〜２０００°Fの範囲にわたる温度で熱間押出しすることを含むことができる。例えば、準安定β型チタン合金を熱間押出しすることは、押出しすべき準安定β型チタン合金（または“マルト（mult）”）の周りにステンレス鋼、チタンまたは他の合金若しくは材料から製造された保護缶を溶接することと、選択された押出し温度に缶入りマルトを加熱することと、部片全体を押出ダイを通して押出すこととを含むことができる。準安定β型チタン合金を熱間加工する他の方法としては、限定するものではなく、準安定β型チタン合金を熱間加工することに関して当分野において周知の方法−例えば、熱間鍛造または熱間引抜が挙げられる。
上記に検討したように、準安定β型チタン合金を熱間加工した後、合金を直接時効する。本明細書において使用する“時効”という用語は、合金を、β−トランザス温度未満の温度で、β−相微細構造内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することを意味する。さらに、本明細書において使用する“直接時効”という用語は、時効の前に合金を固溶化熱処理することなく熱間加工した合金を時効することを意味する。
様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を直接時効することは、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱する単一段階直接時効プロセスを含むことができる。例えば、本明細書において限定するものではないが、様々な非限定具体例によれば、時効温度は８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたることができ、さらに９００°Fを超える〜１２００°Fの範囲にわたることができる。他の非限定具体例によれば、時効温度は９２５°F〜１１５０°Fの範囲にわたることができ、なおさらに９５０°F〜１１００°Fの範囲にわたることができる。
１特定の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含むβ型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる時効温度で、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することを含む、方法を提供する。
上記に検討したように、様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を直接時効することは、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することを含む。当業者であれば、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を析出するために必要とされる正確な時間は、幾つかのファクター、例えば、しかし限定するものではなく、合金のサイズ及び形状、並びに用いる単数または複数の時効温度に依存しようということは了解されよう。例えば、本明細書において限定するものではないが、１非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を直接時効することは、準安定β型チタン合金を８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる温度で少なくとも０．５時間加熱することを含むことができる。別の非限定具体例によれば、直接時効は、準安定β型チタン合金を８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる温度で少なくとも２時間加熱することを含むことができる。さらに別の非限定具体例によれば、直接時効は、準安定β型チタン合金を８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる温度で少なくとも４時間加熱することを含むことができる。別の非限定具体例によれば、直接時効は、準安定β型チタン合金を８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる温度で０．５〜５時間加熱することを含むことができる。
本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い準安定β型チタン合金を加工した後、準安定β型チタン合金は、少なくとも１５０ksi、少なくとも１７０ksi、少なくとも１８０ksiまたは超える引張強さを有することができる。さらに、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い準安定β型チタン合金を加工した後、準安定β型チタン合金は、少なくとも１０％、少なくとも１２％、少なくとも１５％、少なくとも１７％の伸びを有することができ、さらに少なくとも２０％の伸びを有することができる。
先に検討したように、固溶化熱処理したかまたはβ−焼なましした状態で、Ｔｉ−１５Ｍｏβ型チタン合金は一般に、伸び約２５％及び引張強さ約１１０ksiを有する。さらに、先に検討したように、固溶化熱処理したＴｉ−１５Ｍｏ合金を時効してβ−相微細構造内部にα−相析出物を形成することは、合金の引張強さの増大をもたらすことができるが、時効は一般に合金の延性を減少する。しかしながら、本明細書において説明する様々な非限定具体例に従い熱間加工した後に準安定β型チタン合金の例えばＴｉ−１５Ｍｏを直接時効することによって、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを実現することができる。
任意の特定の理論によって束縛されることを意図するものではないが、熱間加工後に準安定β型チタン合金を直接時効することによって、合金を時効する前に固溶化熱処理した場合よりもα−相はより均一に形成されるかまたはβ−相微細構造中に析出し、それによって改良された機械的性質をもたらすと予測されている。例えば、図１及び２は、本明細書において検討する様々な非限定具体例に従い熱間加工した状態で合金を直接時効することによって加工され約１５重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金（すなわち、Ｔｉ−１５Ｍｏ）の微細構造を示す。特に、図１は、合金を９９％の断面減少率に熱間圧延し、その後、合金を、熱間加工した状態で、約９５０°Fの時効温度で約４時間加熱することによって、合金を直接時効し、続いて空冷することによって、単一段階直接時効プロセスにおいて熱間加工し、直接時効したＴｉ−１５Ｍｏ合金の顕微鏡写真である。図１に示すように、微細構造は、α−相析出物１０及び低α（α-lean）（例えば、無析出または未変態β−相）領域１２の両方を含む。
図２は、本明細書において下記に開示する様々な非限定具体例に従う２段階直接時効プロセスによって加工されたＴｉ−１５Ｍｏ合金の顕微鏡写真である。特に、図２のＴｉ−１５Ｍｏ合金は、少なくとも９９％の断面減少率で熱間圧延し、それに続いて、合金を、熱間加工した状態で、約１２７５°Fの第１の時効温度で約２時間加熱し、続いて水焼入れし、それに続いて、合金を約９００°Fの第２の時効温度で約４時間加熱し、続いて空冷することによって直接時効された。図２に示すように、α−相析出物は一般に、微細構造全体にわたって均一に分布する。さらに、下記により詳細に検討するように、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従う２段階直接時効プロセスを使用してβ型チタン合金を加工することは、α−相析出物の均一な分布を有し、未変態（例えば、無析出または低α）の準安定相領域が事実上無い微細構造を有するβ型チタン合金を製造する際に有用となることができる。
上記に検討したように、本明細書において開示する他の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法において、方法は、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、β−トランザス温度未満の第１の時効温度で加熱し、それに続いて、第１の時効温度未満の第２の時効温度で加熱する２段階直接時効プロセスにおいて準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む、方法を提供する。
例えば、１特定の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって、準安定β型チタン合金を熱間加工することと、準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の第１の時効温度で、準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の中に少なくとも１つのα−相析出物を形成し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間加熱することと、それに続いて、準安定β型チタン合金を、第１の時効温度よりも低い第２の時効温度で、準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の中に少なくとも１つの追加のα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することとを含む、方法を提供する。さらに、この非限定具体例によれば、直接時効後、準安定β型チタン合金は、少なくとも１つの粗いα−相析出物及び少なくとも１つの微細なα−相析出物を含む微細構造を有することができる。
加えて、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を直接時効することは、第１の時効温度で、合金の準安定相領域の少なくとも一部分の中にα−相析出物を形成し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間加熱することと、それに続いて、第２の時効温度で、残りの準安定相領域の過半数の中にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することとを含むことができる。さらに、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を、第２の時効温度で、合金の残りの準安定相領域の事実上全ての中に追加のα−相析出物を形成するのに十分な時間時効できる。準安定β型チタン合金に関して本明細書において使用する“準安定相領域”という用語は、時効温度で熱力学的に好ましくなく（すなわち、準安定または不安定）、限定するものではないが合金の微細構造内部のβ−相領域並びにω−相領域が挙げられる、微細構造内部の相領域を指す。さらに、準安定相領域中のα−相析出物の形成に関して本明細書において使用する“過半数”という用語は、残りの準安定相領域の５０％を超えるものがα−相析出物の形成によって変態されることを意味し、“事実上全て”という用語は、残りの準安定相領域の９０％を超えるものがα−相析出物の形成によって変態されることを意味する。
本明細書において限定するものではないが、本願発明者らは、β−トランザス温度未満の第１の時効温度で加熱し、それに続いて、準安定β型チタン合金を第１の時効温度よりも低い第２の時効温度で加熱することによって、熱間加工した準安定β型チタン合金を直接時効することによって、粗い及び微細なα−相析出物の分布を有する微細構造を形成できることを観察した。本明細書において限定するものではないが、本願発明者らによって、微細構造内部での未変態（例えば、無析出または低α）の準安定相領域の保持を避けるために加工された準安定β型チタン合金は、このような未変態領域を有する準安定β型チタン合金と比較して改良された疲れ抵抗及び／または応力腐食割れ耐性（stress corrosion cracking resistance）を有することができると予測されている。さらに、本明細書において限定するものではないが、微細構造中の準安定相領域の事実上全てを粗い及び微細なα−相析出物に変態することによって、結果として生じる合金は、機械的性質の例えば引張強さ及び延性の望ましい組合せを有することができると予測されている。α−相析出物に関して本明細書において使用する“粗い”及び“微細な”という用語は一般に、析出物の結晶粒度を指し、粗いα−相析出物は、微細なα−相析出物よりも大きな平均結晶粒度を有する。
本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、第１の時効温度は１２２５°F〜１３７５°Fの範囲にわたることができ、第２の時効温度は８５０°F〜１０００°Fの範囲にわたることができる。他の非限定具体例によれば、第１の時効温度は１２２５°Fを超える〜１３７５°F未満の範囲にわたることができる。さらに他の非限定具体例によれば、第１の時効温度は１２５０°F〜１３５０°Fの範囲にわたることができ、さらに１２７５°F〜１３２５°Fの範囲にわたることができ、なおさらに１２７５°F〜１３００°Fの範囲にわたることができる。
さらに、上記に検討したように、準安定β型チタン合金を、第１の時効温度で、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を析出し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間加熱することができる。当業者であれば、準安定β型チタン合金中にα−相析出物を析出し、少なくとも部分的に粗くするために必要とされる正確な時間は、部分的には、合金のサイズ及び形状、並びに用いる第１の時効温度に依存しようということは了解されよう。本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、β型チタン合金を、第１の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することができる。別の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を、第１の時効温度で少なくとも２時間加熱することができる。さらに他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を、第１の時効温度で０．５〜５時間の範囲にわたる時間加熱することができる。
上記に検討したように、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、第２の時効温度は８５０°F〜１０００°Fの範囲にわたることができる。他の非限定具体例によれば、第２の時効温度は８５０°Fを超える〜１０００°Fの範囲にわたることができ、さらに８７５°F〜１０００°Fの範囲にわたることができ、なおさらに９００°F〜１０００°Fの範囲にわたることができる。
加えて、上記に検討したように、準安定β型チタン合金を、第２の時効温度で、準安定β型チタン合金中に少なくとも１つの追加のα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することができる。当業者であれば、準安定β型チタン合金中にこのような追加のα−相析出物を形成するために必要とされる正確な時間は、部分的には、合金のサイズ及び形状並びに用いる第２の時効温度に依存しようということは了解されようが、本明細書において開示する様々な非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を第２の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することができる。別の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を第２の時効温度で少なくとも２時間加熱することができる。さらに他の非限定具体例によれば、準安定β型チタン合金を第２の時効温度で０．５〜５時間の範囲にわたる時間加熱することができる。
本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い２段階直接時効プロセスを使用して準安定β型チタン合金を加工した後、準安定β型チタン合金は、少なくとも１５０ksi、少なくとも１７０ksi、少なくとも１８０ksiまたは超える引張強さを有することができる。さらに、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い準安定β型チタン合金を加工した後、準安定β型チタン合金は、少なくとも１０％、少なくとも１２％、少なくとも１５％、少なくとも１７％の伸びを有することができ、さらに少なくとも２０％の伸びを有することができる。
本明細書において開示するさらに他の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金の加工方法であって、二元β型チタン合金を熱間加工することと、二元β型チタン合金を、二元β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の温度で、二元β型チタン合金中にα−相析出物を形成するのに十分な時間直接時効することとを含む方法において；加工後、二元β型チタン合金は、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び１０％以上の伸びを有する、方法を提供する。例えば、加工後、二元β型チタン合金は、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％、少なくとも１５％、または少なくとも２０％の伸びを有することができる。さらに、本明細書において限定するものではないが、この非限定具体例によれば、加工後、二元β型チタン合金は、１５０ksi〜１８０ksiの範囲にわたる引張強さ及び１２％〜２０％の範囲にわたる伸びを有することができる。例えば、１非限定具体例によれば、加工後、二元β型チタン合金は、少なくとも１７０ksiの引張強さ及び少なくとも１５％の伸びを有することができる。別の非限定具体例によれば、加工後、二元β型チタン合金は、少なくとも１８０ksiの引張強さ及び少なくとも１７％の伸びを有することができる。
上述の非限定具体例と共に使用できる二元β型チタン合金を直接時効する非限定方法は、上記に詳細に述べたものを含む。例えば、本明細書において限定するものではないが、上述の非限定具体例によれば、二元β型チタン合金を直接時効することは、二元β型チタン合金を、熱間加工した状態で、８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる時効温度で少なくとも２時間加熱することを含むことができる。別の例においては、二元β型チタン合金を直接時効することは、二元β型チタン合金を、熱間加工した状態で、１２２５°Fを超える〜１３７５°F未満の範囲にわたる第１の時効温度で少なくとも１時間加熱することと；それに続いて、二元β型チタン合金を８５０°Fを超える〜１０００°Fの範囲にわたる第２の時効温度で少なくとも２時間加熱することを含むことができる。
本明細書において開示する他の具体例は、上記に検討した様々な非限定方法に従って製造した、１０重量％を超えるモリブデンを含み、より詳細には１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金に関する。例えば、１非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金において、二元β型チタン合金は、二元β型チタン合金を熱間加工し、二元β型チタン合金を直接時効することによって加工され、加工後、二元チタン合金は、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する、二元β型チタン合金を提供する。上述の非限定具体例と共に使用できる二元β型チタン合金を直接時効する非限定方法は、上記に詳細に述べたものを含む。
本明細書において開示するこの及び他の非限定具体例に関連して使用できる二元β型チタン合金を熱間加工する適切な非限定方法は、上記に述べた。例えば、様々な非限定具体例によれば、二元β型チタン合金を熱間加工することは、二元β型チタン合金を熱間圧延すること及び熱間押出しすることのうちの少なくとも１つを含むことができる。さらに、本明細書において限定するものではないが、二元β型チタン合金は、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従って９５％〜９９％の範囲にわたる断面減少率に熱間加工することができる。
本明細書において開示する他の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含み、より詳細には１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する二元β型チタン合金を提供する。さらに、この非限定具体例によれば、二元β型チタン合金は、少なくとも１５％または少なくとも２０％の伸びを有することができる。本明細書において開示するこの及び他の非限定具体例に従い二元β型チタン合金を製造する非限定方法は、上記に述べた。
別の非限定具体例は、１０重量％を超えるモリブデンを含み、より詳細には、１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む二元β型チタン合金において、二元β型チタン合金は、１５０ksi〜１８０ksiの範囲にわたる引張強さ及び１２％〜２０％の範囲にわたる伸びを有する、二元β型チタン合金を提供する。例えば、１非限定具体例によれば、二元β型チタン合金は、少なくとも１７０ksiの引張強さ及び少なくとも１５％の伸びを有することができる。別の非限定具体例によれば、二元ｂ−チタン合金は、少なくとも１８０ksiの引張強さ及び少なくとも１７％の伸びを有することができる。
さらに、本明細書において開示する様々な非限定具体例に従って加工された準安定β型チタン合金は、少なくとも５５０MPa（約８０ksi）の回転ビーム疲労強度（rotating beam fatigue strength）を有することができる。本明細書において使用する“回転ビーム疲労強度”という用語は、回転ビーム疲れ試験（rotating beam fatigue test）において、周波数５０ヘルツ及びＲ＝−１で試験した場合、故障が起きる前に材料が１０７サイクル耐えることができる最大サイクル応力を意味する。例えば、１非限定具体例は、１０重量％を超えるものを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ、少なくとも１２％の伸び、及び少なくとも５５０MPaの回転ビーム疲労強度を有する二元β型チタン合金を提供する。別の非限定具体例は、１０重量％を超えるものを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ、少なくとも１２％の伸び、及び少なくとも６５０MPa（約９４ksi）の回転ビーム疲労強度を有する二元β型チタン合金を提供する。
本明細書において開示する他の具体例は、上記に述べた様々な非限定具体例に従う二元β−チタン−モリブデン合金を含む製造物品に関する。本明細書において開示する二元β型チタン合金から形成できる製造物品の非限定例は、医用生体装置、例えば、以下に限定するものではないが、大腿ヒップステム（またはヒップステム）、大腿骨頭（モジュラーボール）、骨用ねじ、カニューレ挿入ねじ（すなわち、中空ねじ）、ティビアルトレイ（膝構成要素）、歯科インプラント、及び髄質内層ネイル；自動車構成要素、例えば、以下に限定するものではないが、バルブリフタ、リテイナ、タイロッド、懸架ばね、ファスナー、及びねじ等；航空宇宙構成要素、例えば、以下に限定するものではないが、ばね、ファスナー、及び衛星及び他の宇宙用途用構成要素；化学処理構成要素、例えば、以下に限定するものではないが、弁胴、ポンプケーシング、ポンプインペラ、及び容器及び管フランジ；船舶構成要素、例えば、以下に限定するものではないが、ファスナー、ねじ、ハッチカバー、クリップ及びコネクタ、梯子及び手すり、ワイヤ、ケーブル及び腐食性環境において使用するための他の構成要素から選択できる。
本発明の様々な非限定具体例を、ここから以下の非限定実施例によって示す。
実施例１
ノースカロライナ、モンローのＡＴＩオールヴァク（ATI Allvac of Monroe, North Carolina）から市販されているオールヴァク（登録商標）（Allvac（登録商標））Ｔｉ−１５Ｍｏベータ型チタン合金を、９９％の％断面減少率で約１２００°F〜約１６５０°Fの範囲にわたる圧延温度で熱間圧延した。下記の表Ｉに示すように、熱間圧延した材料の試料を次に、単一段階または２段階直接時効プロセスを使用して直接時効した。比較試料も、熱間圧延した材料から得た。しかしながら、表１に示すように、比較試料は熱間圧延後に直接時効しなかった。
Figure 2008500458
表Ｉに従い加工した後、ＡＳＴＭＥ２１に従いコイルのリード及びトレイルの両方から得た試料を引張試験した。引張試験の結果を下記の表ＩＩに述べ、ここで、表にした値は、各試料につき得られた２つの試験結果の平均（すなわち、リード端試料及びトレイル端試料から得られた値の平均）である。
Figure 2008500458
表ＩＩの結果から了解されるように、上記に説明したように及び本明細書において開示する様々な非限定具体例に従ってＴｉ−１５Ｍｏβ−チタン合金を加工することによって、様々な用途において使用できる有利な機械的性質を有するＴｉ−１５Ｍｏ合金を製造できる。
実施例２
Ｔｉ−１５ＭｏインゴットをＡＴＩオールヴァクで溶解し、鍛造し、圧延した。スポンジチタンを純粋なモリブデン粉末とブレンドして、１３６０kgのインゴットを溶解するための成形体を製造した。プラズマ低温炉床溶解プロセスを使用して、浅い溶解プール及び一次溶解の最中の均一性を維持した。プラズマ溶解した一次インゴットを測定して、直径４３０mmだった。二次インゴットをそれに続いてＶＡＲによって溶解して、直径５３０mmにした。二次インゴットの化学分析から得た結果を、ＡＳＴＭ Ｆ ２０６６による組成限界の組と共に提出する（表ＩＩＩ）。二次インゴットの頂部及び底部の組成の間に差を検出した場合、２つの値を製品分析のために与える。インゴットのβ−トランザスは約７９０℃（約１４５４°F）だった。
Figure 2008500458
Figure 2008500458
二重溶解した直径５３０mmのＴｉ−１５Ｍｏインゴットを、多段階プロセスを使用して回転鍛造して直径１００mmのビレットにした。このプロセスの最終減少段階をβ−トランザス温度を超えて行い、結果として生じた微細構造は、等軸のβ−焼なましした状態だった。１００mmのビレット材料をそれに続いて、下記に検討するように４つの異なる加工条件（Ａ〜Ｄ）を使用して棒に加工した。加工条件Ａ〜Ｃは、熱間加工及び直接時効を含み、一方、加工条件Ｄは、熱間加工、続いてβ−固溶化熱処理を含んだ。
加工条件Ａ及びＤの場合、１００mmのビレットを、連続圧延機を使用して約１５７５°Fの温度（すなわち、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金のβ−トランザス温度を超える）で熱間圧延して、直径２５mmの丸棒（約９４％の断面減少率）を形成した。加工条件Ｂの場合、手動圧延機を使用して、約１５００°Fの温度（すなわち、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金のβ−トランザス温度を超える）で熱間圧延して、１インチ×３インチ（２５mm×７５mm）の形態の矩形棒（約７６％の断面減少率）にすることによって１００mmのビレットを製造した。加工条件Ｃの場合、加工条件Ｂの場合に上記に検討したように１００mmのビレットを製造したが、熱間圧延温度は約１２００°F（すなわち、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金のβ−トランザス温度未満）だった。
上記に検討したように熱間加工した後、材料を加工し、下記に検討するようにジンマー、Ｉｎｃ．（Zimmer Inc.）によって試験した。また、Brian Marquardt & Ravi Shetty "Beta Titanium Alloy Processed for High Strength Orthopaedic Applications" to be published in Symposium on Titanium, Niobium, Zirconium, and Tantalum for Medical and Surgical Applications, JAI 9012, Vol. XX, No. X; and Brian Marquardt, "Characterization of Ti-15Mo for Orthopaedic Applications " to be published in β-Titanium Alloys of the 00's: Corrosion and Biomedical, Proceedings of the TMS Annual Meeting (2005)を参照されたい。
加工条件Ａ、Ｂ及びＣにおいては、熱間圧延後、熱間圧延した材料を、真空炉中、第１の時効温度でアルファ／ベータ相域で高く時効し、それに続いてファン補助アルゴンガス焼入れ（fan assisted argon gas quench）を使用して冷却した。その後、材料を４８０℃（約８９６°F）の第２の時効温度で４時間時効した。加工条件Ｄにおいては、熱間圧延後、熱間圧延した材料を８１０℃の温度で１時間、空気炉中でβ−固溶化熱処理し、続いて水焼入れした。
加工後、条件Ａ、Ｂ、Ｃ、及びＤを使用して加工した材料の試料を、光学顕微鏡を使用して観察した。条件Ａを使用して加工した材料は、回復したベータ結晶粒及び細長いアルファの領域によって分離された等軸の前のベータ結晶粒及び球状アルファ結晶粒の領域を有する縞状微細構造を有することが観察された。条件Ｂを使用して加工した材料の微細構造は、再結晶の証拠をほとんど示さない〜全く示さなかった。アルファ相は幾つかの区域において細長いが、前のベータ結晶粒のバリアントに沿ってしばしば部分的に球状化された形態で現れた。条件Ｃを使用して加工した材料は、十分再結晶され、均一に精製された微細構造を有し、ここで、再結晶した前のベータ結晶粒及び球状アルファは、条件Ａを使用して加工した材料の縞状構造中の再結晶した領域とサイズがほぼ等しかった。平均の前のベータ結晶粒度は約２μmであり、一方、球状アルファは典型的に１μm以下だった。条件Ｄを使用して加工した材料は、アルファ相を’含まない’等軸ベータ結晶粒構造を有することが観察され、ここで、ベータ結晶粒度は約１００μmだった。
平滑引張試験を、ＡＳＴＭＥ−８に従って、条件Ａ、Ｂ、Ｃ、及びＤを使用して加工した材料から得られた標本に関して、０．２％降伏強さによるひずみ速度０．００５／分及び故障までのヘッド速度１．３mm／分で行った。平滑引張標本をメトカット・リサーチ（Metcut Research）で機械加工し、試験した。平滑試験標本形状は、直径６．３５mm×長さ３４．５mmの名目ゲージ寸法を有した。引張試験の結果を下記の表ＩＶに示す。
回転ビーム疲れ試験をまた、条件Ａ、Ｂ及びＣを使用して加工した材料から得られた標本に関して行った。回転ビーム疲れ標本を、メトカット・リサーチで機械加工し、ディアボーン、ＭＩのファティグ・ダイナミクス（Fatigue Dynamics of Dearborn, MI）によって製造されたモデルＲＢＦ２００（Model RBF 200）を使用してジンマー、Ｉｎｃ．で試験した。標本形状は、４．７６mmの名目ゲージ直径を有した。試験のＲ比は−１であり、周波数は５０ヘルツだった。回転ビーム疲れ試験の結果を図３に示す。
Figure 2008500458
Figure 2008500458
表ＩＶのデータから了解されるように、熱間加工及び直接時効（すなわち、加工条件Ａ〜Ｃ）によって加工された材料は、１２８０MPa（約１８６ksi）またはこれを超えるＵＴＳ値、１２１０MPa（約１７５ksi）またはこれを超える０．２％ＹＳ値、及び９〜１４％の範囲にわたる伸びを有した。予想されたように、加工条件Ｄ（すなわち、熱間加工、続いてβ−固溶化熱処理）を使用して加工した材料は、直接時効した材料の値よりも低いＵＴＳ及び２％ＹＳを有したが、より高い伸びを有した。
図３から了解されるように、条件Ａ及びＣを使用して加工した材料は、約６００MPaを超える回転ビーム疲労強度を有し、条件Ｂを使用して加工した材料は、約５００MPaを超える回転ビーム疲労強度を有する。
実施例３：
直径４インチを有するオールヴァク（登録商標）Ｔｉ−１５Ｍｏベータ型チタン合金の丸ビレットを熱間圧延して、直径０．５インチを有する丸棒を形成した。圧延温度は約１７００°Fだった。次に、熱間圧延した合金を１２７５°Fの第１の時効温度で２時間加熱し、合金を水焼入れし、それに続いて合金を９００°Fの第２の時効温度で４時間加熱することにより、２段階直接時効プロセスにおいて、熱間圧延した合金を時効した。第２の時効温度で加熱した後、合金を室温に空冷した。
それに続いて、５つの引張試験試料（表Ｖにおいて１〜５のラベルを付けた）を、時効した合金から得、試料を室温でＡＳＴＭＥ８に従って試験した。この試験の結果を下記の表Ｖに述べる：
Figure 2008500458
本説明が、本発明の明確な理解に適した本発明の態様を示すことは理解できるはずである。当業者には明白であり、従って本発明のより良い理解を促進しないような本発明の特定の態様は、本説明を簡略化するために提出していない。本発明を特定の具体例に関連して説明してきたが、本発明は、開示する特定の具体例に限定されるものではなく、添付の請求の範囲によって定義される本発明の精神及び範囲内にある修正を包含することを意図されている。
本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い単一段階直接時効プロセスを使用して加工した準安定β型チタン合金の顕微鏡写真である。 本明細書において開示する様々な非限定具体例に従い２段階直接時効プロセスを使用して加工した準安定β型チタン合金の顕微鏡写真である。 本明細書において開示する様々な非限定具体例に従って加工したＴｉ−１５％Ｍｏ合金の場合の、応力振幅対故障までのサイクルのプロットである。

Claims (53)

  1. １０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって：
    前記準安定β型チタン合金を熱間加工することと；
    前記準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は、前記準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、８５０°F〜１３７５°Fの範囲にわたる時効温度で、前記準安定β型チタン合金内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することを含む、方法。
  2. 前記準安定β型チタン合金は、１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む二元チタン−モリブデン合金である、請求項１に記載の方法。
  3. 前記準安定β型チタン合金を熱間加工することは、前記準安定β型チタン合金を１１００°Fを超える〜１７２５°Fの範囲にわたる圧延温度で熱間圧延すること及び前記準安定β型チタン合金を１０００°F〜２０００°Fの範囲にわたる温度で熱間押出しすることのうちの１つを含む、請求項１に記載の方法。
  4. 前記準安定β型チタン合金は、９５％〜９９％の範囲にわたる％断面減少率に熱間加工される、請求項１に記載の方法。
  5. 前記時効温度は、９００°Fを超える〜１２００°Fの範囲にわたる、請求項１に記載の方法。
  6. 前記時効温度は、９２５°F〜１１５０°Fの範囲にわたる、請求項１に記載の方法。
  7. 前記時効温度は、９５０°F〜１１００°Fの範囲にわたる、請求項１に記載の方法。
  8. 前記準安定β型チタン合金を熱間加工する前に、前記準安定β型チタン合金は、プラズマアーク低温炉床溶解及び真空アーク再溶解のうちの少なくとも１つを含むプロセスによって製造される、請求項１に記載の方法。
  9. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１５０ksiの引張強さを有する、請求項１に記載の方法。
  10. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１７０ksiの引張強さを有する、請求項１に記載の方法。
  11. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１８０ksiの引張強さを有する、請求項１に記載の方法。
  12. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１２％の伸びを有する、請求項１に記載の方法。
  13. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１５％の伸びを有する、請求項１に記載の方法。
  14. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも２０％の伸びを有する、請求項１に記載の方法。
  15. １０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって：
    準安定β型チタン合金を熱間加工することと；
    前記準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は：
    前記準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、前記準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の第１の時効温度で、前記準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の内部に少なくとも１つのα−相析出物を形成し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間加熱することと；それに続いて、
    前記準安定β型チタン合金を、前記第１の時効温度よりも低い第２の時効温度で、前記準安定β型チタン合金の少なくとも一部分の内部に少なくとも１つの追加のα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することとを含む、方法。
  16. 前記準安定β型チタン合金は、１４重量％〜１６重量％のモリブデンを含む二元チタン−モリブデン合金である、請求項１５に記載の方法。
  17. 前記準安定β型チタン合金を熱間加工することは、前記準安定β型チタン合金を１１００°Fを超える〜１７２５°Fの範囲にわたる圧延温度で熱間圧延すること及び前記準安定β型チタン合金を１０００°F〜２０００°Fの範囲にわたる温度で熱間押出しすることのうちの１つを含む、請求項１５に記載の方法。
  18. 前記準安定β型チタン合金は、９５％〜９９％の範囲にわたる断面減少率に熱間加工される、請求項１５に記載の方法。
  19. 前記第１の時効温度は、１２２５°F〜１３７５°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  20. 前記第１の時効温度は、１２５０°F〜１３５０°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  21. 前記第１の時効温度は、１２７５°F〜１３２５°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  22. 前記第１の時効温度は、１２７５°F〜１３００°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  23. 前記第２の時効温度は、８５０°F〜１０００°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  24. 前記第２の時効温度は、８７５°F〜１０００°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  25. 前記第２の時効温度は、９００°F〜１０００°Fの範囲にわたる、請求項１５に記載の方法。
  26. 直接時効する前に、前記準安定β型チタン合金は準安定相領域を含む微細構造を有し、
    前記準安定β型チタン合金を第１の時効温度で加熱することは、前記準安定相領域の少なくとも一部分の内部にα−相析出物を形成し、少なくとも部分的に粗くするのに十分な時間前記準安定β型チタン合金を加熱することを含み；
    前記準安定β型チタン合金を第２の時効温度で加熱することは、前記準安定β型チタン合金中の残りの準安定相領域の過半数の内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間前記準安定β型チタン合金を加熱することを含む、請求項１５に記載の方法。
  27. 前記準安定β型チタン合金を第２の時効温度で加熱することは、前記準安定β型チタン合金中の前記残りの準安定相領域の事実上全ての内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間前記準安定β型チタン合金を加熱することを含む、請求項２６に記載の方法。
  28. 加工後、前記準安定β型チタン合金は、少なくとも１つの粗いα−相析出物及び少なくとも１つの微細なα−相析出物を含む微細構造を有する、請求項１５に記載の方法。
  29. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１５０ksiの引張強さを有する、請求項１５に記載の方法。
  30. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１７０ksiの引張強さを有する、請求項１５に記載の方法。
  31. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１８０ksiの引張強さを有する、請求項１５に記載の方法。
  32. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１２％の伸びを有する、請求項１５に記載の方法。
  33. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも１５％の伸びを有する、請求項１５に記載の方法。
  34. 加工後、前記準安定β型チタン合金は少なくとも２０％の伸びを有する、請求項１５に記載の方法。
  35. 加工後、二元β型チタン合金は少なくとも５５０MPaの回転ビーム疲労強度を有する、請求項１５に記載の方法。
  36. 加工後、前記二元β型チタン合金は少なくとも６５０MPaの回転ビーム疲労強度を有する、請求項１５に記載の方法。
  37. 前記準安定β型チタン合金を熱間加工する前に、前記準安定β型チタン合金は、プラズマアーク低温炉床溶解及び真空アーク再溶解のうちの少なくとも１つを含むプロセスによって製造される、請求項１５に記載の方法。
  38. １０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって：
    準安定β型チタン合金を熱間加工することと；
    前記準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法において、直接時効は：
    前記準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、１２２５°F〜１３７５°Fの範囲にわたる第１の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することと、それに続いて、
    前記準安定β型チタン合金を８５０°F〜１０００°Fの範囲にわたる第２の時効温度で少なくとも０．５時間加熱することとを含む、方法。
  39. １０重量％を超えるモリブデンを含む準安定β型チタン合金の加工方法であって：
    前記準安定β型チタン合金を熱間圧延すること及び熱間押出しすることのうちの少なくとも１つによって、前記準安定β型チタン合金を少なくとも９５％の断面減少率に熱間加工することと；
    前記準安定β型チタン合金を、熱間加工した状態で、準安定β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、前記準安定β型チタン合金内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することによって、前記準安定β型チタン合金を直接時効することとを含む方法。
  40. １０重量％を超えるモリブデンを含む二元β型チタン合金の加工方法であって：
    前記二元β型チタン合金を熱間加工することと；
    β型チタン合金を、熱間加工した状態で、前記二元β型チタン合金のβ−トランザス温度未満の時効温度で、前記二元β型チタン合金内部にα−相析出物を形成するのに十分な時間加熱することによって前記二元β型チタン合金を直接時効することと；を含む方法において、
    加工後、前記二元β型チタン合金は少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する、方法。
  41. 前記二元β型チタン合金を直接時効することは、単一段階直接時効プロセス及び２段階直接時効プロセスのうちの１つを含む、請求項４０に記載の方法。
  42. 加工後、前記二元β型チタン合金は、１５０ksi〜１８０ksiの範囲にわたる引張強さ及び１２％〜２０％の範囲にわたる伸びを有する、請求項４０に記載の方法。
  43. 加工後、前記二元β型チタン合金は少なくとも１７０ksiの引張強さ及び少なくとも１５％の伸びを有する、請求項４０に記載の方法。
  44. 加工後、前記二元β型チタン合金は少なくとも１８０ksiの引張強さ及び少なくとも１７％の伸びを有する、請求項４０に記載の方法。
  45. １０重量％を超えるモリブデンを含み、少なくとも１５０ksiの引張強さ及び少なくとも１２％の伸びを有する二元β型チタン合金。
  46. 前記二元β型チタン合金は少なくとも２０％の伸びを有する、請求項４５に記載の二元β型チタン合金。
  47. 前記二元β型チタン合金は１５０ksi〜１８０ksiの範囲にわたる引張強さ及び１２％〜２０％の範囲にわたる伸びを有する、請求項４５に記載の二元β型チタン合金。
  48. 前記二元β型チタン合金は少なくとも１７０ksiの引張強さ及び少なくとも１５％の伸びを有する、請求項４５に記載の二元β型チタン合金。
  49. 前記二元β型チタン合金は少なくとも１８０ksiの引張強さ及び少なくとも１７％の伸びを有する、請求項４５に記載の二元β型チタン合金。
  50. 前記二元β型チタン合金は少なくとも６５０MPaの回転ビーム疲労強度を有する、請求項４５に記載の二元β型チタン合金。
  51. 請求項４５に記載の二元β型チタン合金を含む製造物品。
  52. 前記製造物品は、医用生体構成要素；自動車構成要素；航空宇宙構成要素；化学処理構成要素；及び船舶構成要素からなる群から選択される、請求項４５に記載の製造物品。
  53. 医用生体構成要素は、ヒップステム、大腿骨頭、骨用ねじ、カニューレ挿入ねじ、ティビアルトレイ、歯科インプラント、髄質内層ネイル、バルブリフタ、リテイナ、タイロッド、懸架ばね、ファスナー、ねじ、弁胴、ポンプケーシング、ポンプインペラ、容器、管フランジ、ファスナー、ねじ、ハッチカバー、クリップ、コネクタ、梯子、手すり、ワイヤ、及びケーブルからなる群から選択される、請求項５２に記載の製造物品。
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