JP6943513B2 - 高強靭性糸状結晶純チタンおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、生体外科埋め込み型構造材料分野に属し、具体的には、高強靭性を有する糸状結晶純チタン材料およびその製造方法に関する。

生物医学でよく用いられるＴｉ−ｘＡｌ−ｙＶ、Ｔｉ−ｘＡｌ−ｙＮｂ、Ｔｉ−ｗＳｎ−ｘＮｂ−ｙＴａ−ｚＰｂおよびＴｉ−ｗＺｒ−ｘＮｂ−ｙＴａ−ｚＰｂなどのチタン合金に比べ、純チタンは、より優れた生体適合性、耐食性を有するだけでなく、合金の高コスト、複雑な工程および生体に対して有害なＡｌ、Ｖなどの元素を回避し、関節類、歯科類およびステント類の生体埋め込み型構造材料として用いるのに好ましい。しかしながら、合金元素の強化作用が欠如するため、通常の純チタンは、降伏強さおよび耐摩耗性が低い。例えば、ＧＢ／Ｔ １３８１０−２００７（ＩＳＯ ５８３２−２ ２０１２）規格で規定ＴＡ１（Ｇｒａｄｅ １）およびＴＡ２（Ｇｒａｄｅ ２）純チタンの降伏強さは、それぞれ１７０ＭＰａおよび２７５ＭＰａであり、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの８６０ＭＰａよりも遥かに低い。そのため、超高強靭性を有する純チタンを開発することは、その補綴型構造材料としての利用から拡げていく際に、解決が待たれている課題である。

激しい塑性変形を経て形成される超微細粒またはナノ粒子構造は、金属材料の強度を有効に高めることができるが、飽和した転位、粒界などの格子欠陥によって後続する塑性変形能力が厳しく制限され、このタイプ材料は降伏後にすぐに破断し失効する。また、室温条件下で大きな塑性変形の方法を用いて六方最密充填構造の純チタンを微細化することには、変形が難しく、亀裂が生じやすいという問題が存在する。特許ＣＮ１０３９８１４７２Ｂは、銅で包む形式によって等径角度付き押し出し法を用いて結晶粒微細化を実現しているが、この工程は、まず銅で包み、複数回の等径角度付き押し出しを行ってから、包んだ銅を除去する必要があり、効率が極めて低く、大量生産には適さない。

マルチモーダル結晶粒強靭化メカニズムにより、特許ＣＮ１０２７０３７５６Ｂは、高エネルギーボールミルと放電プラズマ焼結工程を結合して、力学性能に優れた粗大粒／微細粒バイモーダル結晶粒Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖを製造している。しかしながら、この工程は複雑で、エネルギーを多く消費し、純チタンの製造に用いることを普及させようとしても、マルチモーダル結晶粒構造の強靭化能力には限りがあり、純チタンの強度が合金類材料の強度に達するようにするのは難しい。

X.L. Wuら（Heterogeneous Lamella Structure Unites Ultrafine-Grain Strength with Coarse-Grain Ductility. Proceedings of the national academy of sciences, 2015;112:14501-14505.）は、不均一ラメラ構造の力学的不適合性強靭化メカニズムを用いて、異周速圧延および後続するアニーリングの方法によって、強靭性に優れた純チタンを製造するが、材料全体の引張強さが依然として７００ＭＰａ未満であり、バルク寸法が３００μｍしかなく、実用が難しい。

A.V. Paninら（The effect of ultrasonic impact treatment on the deformation behavior of commercially pure titanium under uniaxial tension. Materials and design,2017;117:371-381.）は、結晶粒微細化強化および傾斜構造結合強靭化メカニズムにより、高エネルギーショットピーニング処理方式を用いて純チタン表面にナノ傾斜層を製造するが、ナノ傾斜層の厚みが薄すぎ、降伏強さは６０ＭＰａしか向上せず、塑性が逆に大幅に低下する。
また、表面機械ナノ化などの方法で製造された材料は、全体の強度があまり向上されず、表面粗さが大きすぎ、生産および実用にいずれも不利である。

これまで、純チタンが生物医学、航空宇宙、兵器などの分野で広範に用いられたボトルネックは、強靭性が低いことにある。微細粒強化、マルチモーダル結晶粒強靭化、傾斜結合強化などのメカニズムおよびその関連工程により得られる純チタンが強靭な総合的力学性能の大幅な躍進を実現できない状況の下で、新型の強靭化ミクロ構造およびその産業化製造方法を探索する必要がある。

純チタンの強度・靭性力学性能が低いという問題に対して、ミクロ構造の角度から、高強靭性糸状結晶純チタンを提供することを目的とする。この純チタンは、チタン合金に相当する強度・靭性力学性能を有し、かつさらに良好な生体適合性、耐食性を有し、合金の高コスト、複雑な工程および生体に対して有害なＡｌ、Ｖなどの元素を回避し、関節類、歯科類およびステント類の生体埋め込み型構造材料として用いるのに好ましい。本発明は、さらに高強靭性糸状結晶純チタンの製造方法を提供する。

本発明は、下記の技術手法によって実現される。

すなわち、ミクロ構造が糸状結晶と等軸粒の混合により構成される高強靭性糸状結晶純チタンであって、糸状結晶の長軸と短軸の長さの比が４０を超え、短軸寸法が１０μｍ〜１０ｎｍであり、等軸粒が再結晶超微細粒である、高強靭性糸状結晶純チタンである。

糸状結晶の体積分率が８０％を超え、糸状結晶の長軸間の方位差が１０未満である。

等軸粒は、激しい塑性変形構造が短時間のアニーリングを経て部分的に再結晶が生じて形成された等軸超微細粒粒である。

前記高強靭性糸状結晶純チタンの製造方法は、以下の工程を含む。
（１）１〜２回の等径角度付き押し出しを用いて純チタンの結晶粒方位を調整し、チタン棒材を得る。
（２）工程（１）で得られたチタン棒材に対して複数回の回転鍛造を行った後に切断し、横断面が矩形のチタン板材を得る。
（３）チタン板材に対してアニーリング−複数回の制御圧延を循環して行う。
（４）アニーリングして高強靭性糸状結晶純チタンを得る。

工程（１）における等径角度付き押し出しで用いる金型の曲り角が１２０°である。
工程（２）における各回の回転鍛造の歪み量≦１．４、複数回の回転鍛造の累積歪み量≧２．５である。
工程（３）におけるアニーリングは回復性アニーリングであり、温度が３００〜４００℃であり、１回のアニーリング時間が６０ｓ〜１ｈである。
工程（３）における複数回の制御圧延プロセスは、板材の長手方向に沿った同時対称圧延である。すなわち、上下ローラの寸法および速度がどちらも同じであり、圧延速度が５０ｍｍ／ｓ以下である。
工程（３）の複数回の制御圧延プロセスの温度範囲が−１９６〜４００℃であり、１回の歪み量≦０．１であり、隣り合う２回のアニーリングの間で行う複数回の圧延の累積歪み量≦０．５である。
工程（４）におけるアニーリングプロセスは、臨界再結晶温度での部分的再結晶アニーリングであり、温度が４００〜４５０℃、時間が３０〜６００ｓである。

得られる糸状結晶純チタンの糸状結晶の長軸方向に沿った集合組織方位は、晶体学的軟方位であり、かつ等軸粒は糸状結晶の間に離散分布する。

前記糸状結晶純チタンが高強靭性を有する理由は、次のとおりである。
（１）超微細／ナノサイズの糸状結晶および等軸粒は、高密度な粒界を有し、材料の降伏強さを有効に高めることができる。
（２）回復状態または再結晶状態の結晶粒は、激しい塑性変形の結晶粒に比べ、転位密度が低く、後続する加工硬化のためにより多くの格子欠陥格納スペースを提供する。
（３）糸状結晶の間に離散分布したサブミクロンおよび／またはナノ等軸晶は、糸状結晶の間で変形の不適合によりもたらされた粒界に沿った応力の集中を有効に緩解することができ、粒界の歪みに沿って傾斜した空間範囲を拡げ、構造強靭化を促進する。
（４）等軸超微細粒またはナノ粒子に比べ、転位が糸状結晶長軸方向に沿って充分な長いすべり経路を有し、この方向における軟方位集合組織は、すべり系の活動に有利であり、材料に均一な塑性変形が生じることを促す。

現在、科学研究および産業分野において、ミクロ構造の糸状結晶により構成されるバルク金属材料はまだない。その理由は、次のとおりである。
（１）熱可塑性環境の下で、結晶粒は自発的に一方向に成長することが難しい。
（２）通常の激しい塑性変形方法は、母材の結晶粒形状を変えることができるが、複雑な転位増殖、対消滅、再配列のプロセスによって、結晶粒の微細化が著しく、等軸転位構造または新しい結晶粒が形成される傾向がある。

例えば、等径角度付き押し出し工程は、周方向の拘束圧を有するが、曲り角における大きなせん断変形により元の結晶粒が破断され破砕し、大幅に一方向に引っ張ることができない。単純な累積圧延プロセスによって、長く引っ張られたシート状の結晶粒構造を形成することができるが、これらの結晶粒の長径は比較的小さい。引抜成形プロセスは、充分に大きい累積歪み量を有しておらず、形成される結晶粒の長径比も非常に小さい。そのため、糸状構造の製造は、充分な高さの塑性歪みを累積する必要があるだけでなく、適切な塑性変形速度および経路も必要である。

回数が少ない等径角度付き押し出し工程は、棒材に大きな歪みを加え、集合組織の調整を行うことを目的としており、結晶粒のすべり系と棒の長手方向との間の角度を低下させ、後続する回転鍛造プロセスにおいて結晶粒が棒の長手方向に沿って引っ張られ変形するのに有利である。回転鍛造工程は、均一な周方向拘束圧を加えることができるだけでなく、口径が変わる同軸心の一方向のチャンネルおよび１回の歪み量の制御は、どちらも糸状結晶に等軸破断が生じないことを保証する重要な要因である。回転鍛造棒材の結晶粒が、累積塑性歪みおよびねじりせん断応力が大きすぎるために破断し破砕することを回避するため、糸状結晶の長径比をさらに増加させ、回転鍛造を複数回行った純チタンを再循環させ、アニーリングおよび制御圧延を行う。

前記方法で製造される糸状結晶純チタンの力学的特徴は、優れた強度および塑性変形能力を同時に有し、引張降伏強さは７７０ＭＰａを超え、引張強さは９００ＭＰａを超え、一様伸び塑性は５％を超え、破断伸びは１０％を超えることである。

回転鍛造プロセスの歪み量の計算式は、ε_１＝ｌｎ（Ａ_０／Ａ）であり、式中、Ａ_０は回転鍛造前の純チタン棒材の断面積、Ａは回転鍛造後の純チタン棒材の断面積である。

圧延プロセスの歪み量の計算式は、ε_２＝Δｈ／ｈ_０であり、式中、ｈ_０は圧延前の純チタン板材の厚み、Δｈはｈ_０に対する圧延後の純チタン板材の厚みの減少量である。

本発明は、先行技術と比較し、以下の長所および有益な効果を有する。

１、厳格に制御した工程およびパラメータにより独特のミクロ構造を製造し、長く引っ張られた結晶粒が破断し破砕しやすい問題を克服し、変形状態の構造が大きな範囲で再結晶し成長することを回避する。
２、ミクロ／ナノ糸状結晶および超微細等軸粒の混合により構成されるミクロ構造は、微細粒強化、不均一構造結合強靭化および集合組織高靭化の複数の強靭化メカニズムを同時に発揮することができ、この構造を有する純チタンは、チタン合金に相当する力学性能を呈する。
３、製造される材料は、実用性が高く、糸状結晶純チタンは、強靭性のボトルネックを克服し、チタン合金に代わって広範に適用することができ、特に生体外科埋め込み型構造材料に用いることができる。
４、製造工程の流れが簡単で、コストが低く、効率が高く、量産が可能である。

ここで説明する図面は、本発明の実施例に対するさらなる理解のために用いられるものであり、本願の一部を構成するが、本発明の実施例を限定するものではない。

実施例１〜３における出発原料、部分的再結晶アニーリング前の材料および異なる部分的な再結晶アニーリング条件で得られた糸状結晶材料の工程応力歪み曲線対比図である。 本実施例１で複数回の回転鍛造を完了後に得られた棒材の横断面の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）図である。 実施例１で製造された高強靭性糸状結晶純チタンの三次元金属組織図であり、材料が超微細糸状結晶により構成されていることがわかる。 実施例１で製造された高強靭性糸状結晶純チタンの局所５００×１００μｍ^２領域の電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）グレースケール図である。 実施例１で製造された高強靭性糸状結晶純チタンの局所４０×３５μｍ^２領域のＥＢＳＤグレースケール図であり、黒い矢印は再結晶超微細粒を示す。 実施例４（破線）と実施例１（実線）で製造された糸状結晶純チタンの工程応力歪み曲線対比図である。 実施例４で製造された高強靭性糸状結晶純チタンの局所４０×３５μｍ^２領域のＥＢＳＤグレースケール図である。 実施例５（破線）と実施例１（実線）で製造された糸状結晶純チタンの工程応力歪み曲線対比図である。

本発明の目的、技術手法および長所をより明確にするため、以下、実施例および図面を合わせて、本発明についてさらに詳細に説明する。本発明の模式的実施形態およびその説明は、本発明について説明するために用いられるにすぎず、本発明を限定するものではない。

原材料のグレードはＴＡ２であり、技術規格はＧＢ／Ｔ３６２０．１−２００７に適合し、成分は表１に示すとおりである。原材料を標準引張試料とし、準静的引張試験で得られた工程応力歪み曲線を図１の細い点線で示し、降伏強さは２８０ＭＰａ、引張強さは４３０ＭＰａ、一様伸びは１１．９％、破断伸びは２７％であった。

＜実施例１＞
原材料：直径３２ｍｍの純チタン棒材
以下の具体的な工程により実施した。

（１）２回の等径角度付き押し出し：溝孔の直径が３２ｍｍの金型を選定し、出発棒材に対して１回目の等径角度付き押し出しを行い、押し出し金型の曲り角は１２０o、押し出し温度は４００℃とした。軸線を中心に棒材を１８０o回転させた後、金型に入れ、２回目の等径角度付き押し出しを行った。
（２）複数回の回転鍛造：１回目の回転鍛造は、工程（１）で得られた直径３２ｍｍ棒材を、直径２４ｍｍまで回転鍛造し、歪み量は約０．５８であった。２回目の回転鍛造は、直径２４ｍｍの棒材を直径１６ｍｍまで回転鍛造し、歪み量は約０．８１であった。３回目の回転鍛造は、直径１６ｍｍの棒材を直径８ｍｍまで回転鍛造し、歪み量は約１．３９であった。
（３）工程（２）で得られた直径８ｍｍのチタン棒を、横断面６．９×４ｍｍ^２の板材に切り、板材の長手方向が回転鍛造棒材の長手方向と平行になるようにした。
（４）工程（３）で得られた板材を真空炉の中に置き回復アニーリングを行い、温度が３５０℃、時間が６００ｓとした。
（５）圧延機を起動し、ローラ高さが４ｍｍに等しくなるよう調節し、上下ローラ速度が５０ｍｍ／ｓ以下になるよう調節した。
（６）複数回の室温同時圧延：ローラ高さを０．１ｍｍ下げ、板材に対して圧延を２回行った。板材の投入方向を入れ替え、板材に対して圧延をさらに２回行った。
（７）工程（６）を４回繰り返し、圧延方向は板材の長手方向とし、１回の歪み量は０．１未満とした。
（８）工程（７）で得られた純チタンを真空炉の中に置き回復アニーリングを行い、温度が３５０℃、時間が６００ｓとした。
（９）工程（６）〜工程（８）を５回繰り返し、厚み１ｍｍの純チタン板材を得た。
（１０）前記工程で得られた純チタン板材を真空炉の中に置き部分的再結晶アニーリングを行い、温度は４５０℃、時間は３００ｓとした。

圧延プロセスは、室温で圧延し、１回の圧延歪み量が０．１を超えないようにし、隣り合う２回のアニーリングの間の累積塑性歪み量が０．３５を超えないようにし、合計累積塑性歪み量は０．７５とした。

図２は、本実施例で工程（２）の複数回の回転鍛造を完了後に得られた棒材の横断面におけるＴＥＭミクロ構造であり、結晶粒の輪郭が超微細等軸状を呈することがわかる。

図３は、本実施例で製造された高強靭性糸状結晶純チタンの三次元金属組織図であり、材料が超微細糸状結晶により構成されていることがわかる。

図４は、本実施例で製造された純チタン材料の局所５００×１００μｍ^２領域のＥＢＳＤグレースケール図である。ミクロ構造の本体が細長お糸状結晶により構成されていることがわかる。この領域内の統計結果から、糸状結晶の平均長さは１６６μｍ、平均長径比は４５．７であり、糸状結晶が占める成分比は９４％であり、糸状結晶長軸の間の方位差は１０未満である。そのうち、個別の糸状結晶の長さは５００μｍに達し、長径比は１００を超えた。

図５は、本実施例で製造された純チタン材料の局所４０×３５μｍ^２領域のＥＢＳＤグレースケール図である。黒い矢印は再結晶超微細粒が糸状結晶に沿って離散分布していることを示す。

図１における細い実線は、本実施例の工程（９）を完了後の糸状結晶純チタンの圧延方向に沿った準静的引張試験工程応力歪み曲線であり、降伏強さおよび引張強さはそれぞれ９７３．７ＭＰａおよび１０３０．３ＭＰａであったが、一様伸びは２．１％しかなく、破断伸びは７％を超えた。

図１における太い実線は、本実施例の工程（１０）で製造した糸状結晶純チタンの圧延方向に沿った準静的引張試験工程応力歪み曲線であり、降伏強さは７７０．５ＭＰａ、引張強さは９０９．７ＭＰａ、一様伸びは８．３％であり、破断伸びは１５％を超えた。

＜実施例２＞
本実施例と実施例１の違いは、製造工程（１０）の部分的再結晶アニーリング温度を４００℃、時間を４８０ｓとしたことである。

図１における細い破線は、本実施例で製造した糸状結晶純チタンの圧延方向に沿った準静的引張試験工程応力歪み曲線であり、降伏強さを８３８．２ＭＰａに達し、非常に大きな加工硬化率を有し、引張強さは９６４．８ＭＰａに達し、均一塑性歪みは６．２％であり、破断伸びは１２％を超えた。
ミクロ構造は、実施例１のミクロ構造と類似していたが、回復程度および再結晶の割合は低下し、糸状結晶が占める成分比は約９９％に達した。

＜実施例３＞
本実施例と実施例１の違いは、製造工程（１０）の部分的再結晶アニーリング温度を４７５℃、時間を３００ｓとしたことである。

図１における太い破線は、本実施例で製造した糸状結晶純チタンの圧延方向に沿った準静的引張試験工程応力歪み曲線である。実施例１に比べ、本実施例で製造した糸状構造は、降伏強さは、約９０ＭＰａ低下したが、均一塑性が１．７％のみ増加し、破断伸びが１６％を超えた。ミクロ構造における糸状結晶成分比は７３％まで下がったが、このことから材料の強靭性に対して糸状結晶が重要な寄与をしていることがわかる。

＜実施例４＞
本実施例と実施例１の違いは、原材料の出発直径が２０ｍｍであり、工程（１）において用いた押し出し金型の溝孔直径が２０ｍｍであり、工程（２）における１回目の回転鍛造は、工程（１）で得られた直径２０ｍｍの棒材を直径１６ｍｍまで回転鍛造し、２回目の回転鍛造は、直径１６ｍｍの棒材を直径８ｍｍまで回転鍛造し、合計累積塑性歪み量が１．８３３しかなかったことである。後続する工程は、実施例１と完全に同じである。

図６は、本実施例と実施例１の部分的再結晶前後で得られた糸状構造材料の工程応力歪み曲線対比図である。本実施例の部分的再結晶アニーリング前に得られた糸状結晶材料の降伏強さおよび引張強さは、それぞれ７４０．８ＭＰａおよび８５０．３ＭＰａであった。部分的再結晶アニーリング後に、一様伸びは１０．８％まで増え、破断伸びは２０％を超えたが、降伏強さおよび引張強さはそれぞれ５８７．２ＭＰａおよび７０７．２ＭＰａであり、どちらも実施例１および実施例２で得られた結果よりも遥かに低かった。

図７は、本実施例で製造された純チタン材料の局所４０×３５μｍ^２領域のＥＢＳＤグレースケール図である。少量の再結晶超微細粒が離散分布しており、大部分の結晶粒が糸状を呈した。しかしながら、糸状結晶の平均短軸寸法は、実施例１で得られた結果よりも遥かに大きく、分布は極めて不均一で、直径はサブミクロンから数十ミクロンまでの範囲に及んだ。

本実施例と実施例１の対比分析から、工程（２）の回転鍛造プロセスにおける累積が充分に高い塑性歪みは、均一で、細かい糸状結晶の形成に有利であり、糸状結晶の寸法は、材料の強度・靭性力学性能に著しく影響し、糸状結晶の直径が小さいほど、材料強度が高くなることが説明できる。

＜実施例５＞
本実施例と実施例１の違いは、制御圧延プロセスの温度は液体窒素温度、つまり−１９６℃であり、低温の激しい塑性変形プロセスにおいて亀裂が形成されることを回避するため、圧延プロセスの工程（６）から工程（８）までを計４回行い、合計累積塑性歪み量は５０％とし、最終的に得られた板材の厚みは２ｍｍであった。その他の工程、パラメータは、実施例１と完全に同じである。

図８は、本実施例（破線）と実施例１（実線）の部分的再結晶前後で得られた糸状構造材料の工程応力歪み曲線対比図である。本実施例の部分的再結晶アニーリング前に得られた糸状構造材料の降伏強さは９８１．７ＭＰａであり、実施例１の室温圧延で得られた結果に相当したが、後続する変形プロセスにおいて明らかに加工硬化が認められ、引張強さは１０７２．３ＭＰａに達し、一様伸びは３．４％に達し、破断伸びは７％を超えた。さらに、４５０℃真空アニーリング３００ｓを経て得られた糸状構造材料の降伏強さは８０８．６ＭＰａ、引張強さは９３９．９ＭＰａであり、一様伸びは７．４％まで増え、破断伸びは１４％を超えた。

低温の大累積塑性変形によって双生が誘導されたことが、本実施例で得られた糸状構造材料の強度が実施例１で得られた結果よりも高い理由である。

上記実施例で製造した糸状結晶純チタンの降伏強さ、引張強さ、破断伸びを、中国国家規格（ＧＢ）、国際標準化機構（ＩＳＯ）、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）が制定した外科埋め込み用純チタンおよびチタン合金の力学性能規格と比較した結果は、表２に示すとおりである。

注：表中の状態欄は、材料の供給状態を示し、アニーリング状態（Ａ）、鋳造状態（Ｗ）、冷間加工状態（ＣＷ）、冷間加工・部分的再結晶アニーリング状態（ＣＷ＋ＰＲＡ）を含む。表中、耐力（オフセット法）（Ｒ_ｐ０．２）とは、０．２％塑性歪みに対応する強度をいい、つまり本特許における降伏強さである。

表からわかるように、本発明で提供する糸状結晶純チタンの強靭性は、通常の外科埋め込み用純チタンの強靭性よりも遥かに高く、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−７Ｎｂに相当する力学性能を有する。

本発明で提供する高強靭性糸状結晶純チタンおよびその製造方法は、生物医学外科埋め込み型構造材料の方面での適用に限定されない。本発明で提供する高強靭性糸状結晶純チタンおよびその製造方法のあらゆる分野、産業における適用は、いずれも本特許の保護範囲に属す。

以上の具体的な実施形態は、本発明の目的、技術手法および有益な効果についてさらに詳細に説明したものであり、上記内容は、本発明の具体的な実施形態にすぎず、本発明の保護範囲を限定するものではないことを理解すべきである。本発明の主旨および原則から逸脱しない限り、いかなる修正、同等の置換、改良などは、すべて本発明の保護範囲に含まれるべきである。

Claims (9)

1. ミクロ構造が糸状結晶または糸状結晶と等軸粒の混合により構成される高強靭性糸状結晶純チタンであって、糸状結晶の長軸と短軸の長さの比が４０を超え、短軸寸法が１０μｍ〜１０ｎｍであり、等軸粒が再結晶超微細粒であることを特徴とする高強靭性糸状結晶純チタン。
2. 糸状結晶の体積分率が８０％を超え、糸状結晶の長軸間の方位差が１０未満であることを特徴とする請求項１に記載の高強靭性糸状結晶純チタン。
3. 請求項１〜２のいずれかに記載の高強靭性糸状結晶純チタンの製造方法であって、
   （１）１〜２回の等径角度付き押し出しを用いて純チタンの結晶粒方位を調整し、チタン棒材を得る工程、
   （２）工程（１）で得られたチタン棒材に対して複数回の回転鍛造を行った後に切断し、横断面が矩形のチタン板材を得る工程、
   （３）チタン板材に対してアニーリング−複数回の制御圧延を循環して行う工程、及び、
   （４）アニーリングして高強靭性糸状結晶純チタンを得る工程を含むことを特徴とする高強靭性糸状結晶純チタンの製造方法。
4. 工程（１）における等径角度付き押し出しで用いる金型の曲り角が１２０°であることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
5. 工程（２）における各回の回転鍛造の歪み量≦１．４、複数回の回転鍛造の累積歪み量≧２．５であることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
6. 工程（３）におけるアニーリングは回復性アニーリングであり、温度が３００〜４００℃であり、１回のアニーリング時間が６０ｓ〜１ｈであることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
7. 工程（３）における複数回の制御圧延プロセスは、板材の長手方向に沿った同時対称圧延であって、上下ローラの寸法および速度がどちらも同じであり、圧延速度が５０ｍｍ／ｓ以下であることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
8. 工程（３）の複数回の制御圧延プロセスの温度範囲が−１９６〜４００℃であり、１回の歪み量≦０．１であり、隣り合う２回のアニーリングの間で行う複数回の圧延の累積歪み量≦０．５であることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
9. 工程（４）におけるアニーリングプロセスは、臨界再結晶温度での部分的再結晶アニーリングであり、温度が４００〜４５０℃、時間が３０〜６００ｓであることを特徴とする請求項３に記載の製造方法。

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