具有高弹性变形能力的钛合金及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及一种钛合金和用于生产该钛合金的工艺。具体地说，涉及一种可以用于各种产品并且弹性极限强度和弹性变形能力良好的钛合金，以及用于制造这种钛合金的工艺。
背景技术
由于钛合金的比强度良好，因而已经被应用于航空、军事、深海测量等领域。在汽车领域中，钛合金已经被用于赛车发动机的气门盘、连杆等。进而，由于钛合金耐腐蚀性良好，所以已经通常在腐蚀性环境下应用。例如，已经被作为用于化工厂、海洋建筑等的材料使用，进而，为了防止防冻剂造成的腐蚀，已经将其用作下部前保险杠、下部后保险杠等。进而，鉴于其重量轻(比强度)和抗变应原性(抗腐蚀性)，钛合金已经被用于手表等附件。因此，钛合金已经被用在各种不同的领域中，至于钛合金的代表，例如有Ti-5Al-2.5Sn(α合金)、Ti-6Al-4V(α-β合金)、Ti-13V-11Cr-3Al(β合金)等等。
顺便说明，良好的比强度和抗腐蚀性已经引起了人们的注意，然而，最近人们才注意到其良好的弹性。例如，弹性良好的钛合金被用于可以适应生命体的产品(例如，人工骨等)、附件(例如眼睛架等)、体育用品(例如高尔夫球杆等)、弹簧等。特别地，当高弹性钛合金被用于人工骨时，该人工骨具有与人骨接近的弹性，从而除了比强度和抗腐蚀性之外，它对于生命体的适应性也很良好。
进而，包含高弹性钛合金地眼睛架可以柔韧地带到头上，对佩戴者没有压迫感，并且减振性能良好。
进而，当高弹性钛合金被用于高尔夫球杆的柄或头部时，可以获得低特征频率的柔韧的柄或头部，并且可以延长高尔夫球的击球距离。
进而，当将高弹性钛合金用于弹簧时，可以获得重量轻和弹性极限大的弹簧。
在这种环境下，本发明人等考虑开发一种钛合金，它可以将应用范围进一步扩展到各种领域中，并且其高弹性(高弹性变形能力)和高强度(高抗拉弹性极限强度)超越了现有的水平。于是，首先对有关弹性良好的钛合金的现有技术进行调查，并因此发现了下述出版物。
①日本未审专利公告(KOKAI)No.10-219,375
在该公告中，公开了一种钛合金，这种钛合金包含总量从20到60％的Nb和Ta。这种钛合金是通过将具有所述成分的原材料熔化并铸造成短锭(button ingot)、并且进行冷轧、固溶处理和时效处理来进行生产的，以获得75GPa或更小的杨氏模量。然后，由于该钛合金表现出低杨氏模量，所以可以认为其完全是弹性的。
然而，从该公告公开的例子可以理解，拉伸强度随着低杨氏模量而下降。因此，这种钛合金在弹性极限内表现出很小的变形能力(弹性变形能力)，并且对于钛合金可以应用的范围而言不具有足够的弹性。
②日本未审专利公告(KOKAI)No.2-163,334
在本公告中，公开了“一种钛合金，包括：Nb：10至40％，V：1至10％，Al：2至8％，Fe、Cr和Mn：分别为1％或更小，Zr：3％或更小，O：0.05至0.3％，其余为Ti，并且其冷加工性能良好”。
这种钛合金是通过对具有所述成分的原材料进行等离子熔融、真空电弧熔融、热锻和固溶处理来制造的。该公告提出了一种具有良好的冷加工性能的钛合金。
然而，在该公告中，对于弹性和强度均无特别的说明。
③日本未审专利公告(KOKAI)No.8-299,428
在这一公告中，公开了用一种钛合金制成的医疗器械，该钛合金包含20至40％的Nb，4.5至25％的Ta，2.5至13％的Zr，并且其余大致为Ti，并且其杨氏模量为65Gpa或更小。
然而，由于这种钛合金不仅表现出低杨氏模量而且也表现出了低强度，在弹性方面也不是很好。
④日本未审专利公告(KOKAI)No.6-73,475，
日本未审专利公告(KOKAI)No.6-233,811，和
日本未审专利公告(KOKAI)No.10-501,719
在这些公告中，公开了一种钛合金(Ti-13Nb-13Zr)，其杨氏模量为75GPa或更小，并且拉伸强度为700MPa或更大，然而，它在强度方面不足以具有高弹性。注意所述公告的权利要求提到了Nb：35至50％，然而，对此没有公开具体的例子。
⑤日本未审专利公告(KOKAI)No.61-157,652
在该公告中，公开了“一种金属装饰制品，其包含40至60％的Ti，并且其余基本为Nb”。该金属装饰制品是通过对成分为Ti-45Nb的原材料进行电弧焊、然而对其进行铸造和辊锻、并通过对所获得的Nb合金进行冷深拉拔而获得的。
然而，在该公告中，对于具体的弹性和强度完全没有说明。
⑥日本未审专利公告(KOKAI)No.6-240,390
在这一公告中，公开了“一种用于高尔夫击球头的材料，其包含10至小于25％的钒，其氧含量被控制在0.25％或更少，并且其余包含钛和不可避免的杂质”。
然而，在该公告中，完全没有对弹性进行说明。
⑦日本未审专利公告(KOKAI)No.5-11,554
在该公告中，公开了“一种通过用于弹性极好的Ni-Ti合金的失蜡精密铸造方法制造的高尔夫球杆的头部”，在该公告中，对Nb、V和类似物可以略微增加的效果进行了说明。
然而，对于它们的具体成分和弹性完全没有说明。
⑧日本未审专利公开(KOKAI)No.52-147,511
在这一公告中，公开了”一种抗腐蚀的强韧的铌合金，包含重量百分比为10至85％的钛、重量百分比为0.2％或更少的碳、重量百分比为0.13至0.35％的氧、重量百分比为0.1％或更少的氮，并且其余为铌”。进而，公开了一种效果，即，在对具有所述成分的合金进行熔铸之后，通过对其进行热锻、冷加工和时效处理，可以获得表现出很高的强度且冷加工性能良好的铌合金。
然而，在该公告中，对于具体的杨氏模量和弹性完全没有说明。
发明的概述
本发明是针对上述情况作出的。即，本发明的目的是提供一种钛合金，其弹性远远超过现有的水平。进而，本发明的另一个目的是提供一种适于生产所述钛合金的生产方法。
因此，本发明人等认真地进行了认真的研究以便解决这一课题，不断的试验和失误，最终开发出一种钛合金及其制造工艺，这种钛合金包括Va族元素和Ti，并且表现出很高的弹性变形能力和很高的抗拉弹性极限强度。
(钛合金)
即，根据本发明的钛合金，包含Va族元素且其余基本为钛，并且其特征在于：其抗拉弹性极限强度为950MPa或更大，并且其弹性变形能力为1.6％或更大。
通过Ti和Va族元素的结合，可以获得表现出在现有技术中不能获得的高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金。于是，该钛合金可以被广泛地用于各种产品，并且因此可以提高这些产品的功能并且拓宽在设计上的自由度。
应当注意，Va族元素可以为钒、铌和钽中的一种或者它们其中的多种。所有这些元素均是β-相稳定元素，然而，这并不一定意味着这种钛合金是传统的β-合金。
另外，本发明人等证实，该钛合金除了良好的弹性变形能力和抗拉弹性极限强度之外、还具有良好的冷加工性能。然而，尚不清楚为什么这种钛合金在弹性变形能力和抗拉弹性极限强度方面表现良好。但是不管怎样，根据本发明人等到目前为止所做的竭尽全力的研究和分析，认为这些特性可能具有如下特点。
即，作为本发明人等对根据本发明的钛合金的一个例子进行研究的结果，可以清楚的是，即使当这种钛合金受到冷加工时也几乎不会产生位错，从而其表现出这样一种结构，它的(110)面强烈地在一部分方向上取向。
另外，在一个采用111衍射点、用TEM(透射电子显微镜)观察的暗场像中，观察到该图像的对比度随着试样的倾斜一起运动。这表明所观察的(111)平面是弯曲的，并且通过高倍点阵图像的直接观察也可以证实这一点。于是，该(111)面中的所述弯曲的曲率半径非常小，以至于落在500至600nm的范围内。
由此认为，本钛合金具有一种在所有现有的金属材料中都不得而知的特性，它不是通过引入位错而是通过晶面的弯曲消除了加工的影响。
进而，在110衍射点强烈受激的状态下，在极有限的部分中观察到位错，然而，当取消对110衍射点的激励时则很难观察到。这表明位错周围的位移分量显著地偏向<110>方向，并且表明本钛合金具有非常强的弹性各向异性。尽管其原因尚不明确，但可以认为这种各向异性与根据本发明的钛合金显示出的高强度变形能力、高抗拉弹性极限强度和良好的冷加工性能等有着密切的关系。
这里，“抗拉弹性极限强度”是指在拉伸试验中当永久延伸(应变)达到0.2％时的应力，在所述拉伸试验中，重复进行对试验样品的逐渐加载和逐渐卸载(这将在后面详细说明)。进而，“弹性变形能力”是指试验样品在前述抗拉弹性极限强度内的延伸率，并且高弹性变形能力表明所述延伸率很大。
更优选地，这种抗拉弹性极限强度可以顺序为950MPa或更大、1,200MPa或更大和1,400MPa或更大。进而，优选地，该弹性变形能力可以顺序为为1.6％或更大、1.7％或更大、1.8％、1.9％、2.0％、2.1％和2.2％或更大。
应当注意，下面当仅仅提到“强度”时，是指“抗拉弹性极限强度”和在试验样品断裂时的“抗拉强度”中的任意一种，或者同时指这两者。
在本发明中所称的“钛合金”暗示合金中含有Ti，并且没有规定Ti的含量。因此，在本说明书中为了方便起见，即使当除Ti以外的成分(例如Nb等)占整个合金质量的50％或更多时，只要是含有Ti的合金就将它们称为“钛合金”。进而，所述“钛合金”包括各种形式，对于原材料(例如锭坯、板坯、方坯、烧结体、轧制产品、锻造产品、线材、板材、棒材等)没有限制，而且甚至包括通过对它们(在下文中与此相同)进行处理而形成的钛合金构件(例如，中间加工产品、最终产品、它们的部件等等)。
(钛合金的生产工艺)
例如，利用根据下面说明的本发明的生产工艺，可以获得上述具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金。
①即，一种用于生产根据本发明的钛合金的工艺，其特征在于其包括：一个冷加工步骤，其中，对包含Va族元素且其余基本为钛的原料钛合金进行加工量为10％或更大的冷加工；一个时效处理步骤，其中，使在冷加工步骤之后获得的被冷加工的工件经受时效处理，以便在150℃至600℃范围内的处理温度下，参数“P”(后面将对该Larson-Miller参数“P”进行说明)在8.0至18.5的范围内，从而生产出抗拉弹性极限强度为950MPa或更大并且弹性变形能力为1.6％或更大的钛合金。
利用这一制造工艺可以获得具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金的原因未必很明确，然而，可以认为，在对原料钛合金进行预定量的冷加工之后、于适当的条件下进行时效处理，可以保持弹性各向异性并且同时可以避免杨氏模量的骤然增大，从而可以获得具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金。
②所述原料钛合金可以例如以下述方式来制造。即，可以通过一个混合步骤、一个成形步骤和一个烧结步骤来生产所述钛合金，在所述混合步骤中，将包含钛和Va族元素的至少两种或更多种的原料粉末混合起来；在所述成形步骤中，将混合步骤之后获得的混合物粉末成形为具有预定形状的成型体；在所述烧结步骤中，通过加热对成形步骤后获得的成型体进行烧结。(下文中，在任何适当的情况下，这一生产工艺将被简称为“混合法”)。
③另外，可以通过一个填充步骤和一个烧结步骤来生产所述原料钛合金，在填充步骤中，将包含钛和Va族元素的原料粉末填充到具有预定形状的容器中；在烧结步骤中，通过在填充步骤之后采用热等静压方法(HIP方法)，对容器内的原料粉末进行烧结。(下文中，在任何适当的情况下，这一生产工艺将被简称为“HIP法”)。
上述生产工艺是是用于获得根据本发明的钛合金的优选生产工艺。然而，这种钛合金不限于通过上述生产工艺获得的钛合金。例如，也可以通过熔融法来生产原料钛合金。
附图的简要说明
图1A是用于示意地表示根据本发明的钛合金的应力-应变曲线的图示。
图1B是用于示意地表示现有钛合金的应力-应变曲线的图示。
实施发明的最佳形式
A.实施形式
下面，采用实施形式对本发明进行更具体地说明。请注意，下面列出的包括材料特性、合金成分、生产步骤等的各项具体的内容可以适当地组合在一起，并且不限于所例举的组合。
(钛合金)
(1)弹性变形能力，抗拉弹性极限强度和平均杨氏模量
下面，将利用图1A和B详细地说明涉及根据本发明的钛合金的弹性变形能力和抗拉弹性极限强度。
图1A是一个示意地表示根据本发明的钛合金的应力-应变曲线的图示，而图1B是一个示意地表示一种现有的钛合金(Ti-6Al-4V合金)的应力-应变曲线的图示。
①如图1B中所示，在现有的金属材料中，延伸率与拉伸应力的增大成比例地线性增加(在①’-①之间)。然后，利用直线的斜率找到现有金属材料的杨氏模量。换而言之，杨氏模量是一个通过将拉伸应力(名义应力)除以与其成比例关系的应变(名义应变)所获得的值。
在应力和应变成比例的直线范围内(在①’-①之间)，变形是弹性的，例如当将应力卸载时，作为试件变形的延伸率返回到0。然而，当进一步施加拉伸应力而超出直线范围时，现有的金属材料开始塑性变形，即使将应力卸载，试件的延伸率也不能返回到0，产生了永久延伸。
通常，永久延伸达到0.2％时的应力“σp”被称为0.2％弹性极限应力(JIS Z 2241)。在应力-应变曲线上，这一0.2％弹性极限应力还是在一条通过在弹性变形范围内平行移动所述直线(①’-①：上升部分的切线)0.2％的延伸率而获得的直线(②’-②)、与所述应力-应变曲线之间的交点(位置②)处的应力。
在现有金属材料的情况下，通常认为，根据“当延伸率超过0.2％时，产生永久延伸”的经验法则，0.2％弹性极限应力≈抗拉弹性极限强度。相反，在0.2％弹性极限应力的范围内，应力和应变之间的关系被认为是线性的或弹性的。
②然而，如从图1A的应力-应变曲线中可以看出的那样，这种传统的概念不适用于根据本发明的钛合金。
其原因尚不清楚，然而，在本发明的钛合金件的情况下，在弹性变形范围内，应力-应变曲线不是线性的，而是向上凸起的曲线(①’-②)，当应力被卸载时，延伸率沿着相同的曲线①-①’返回到0，或者沿着②-②’产生永久延伸。
因此，在本钛合金中，即使在弹性变形范围(①’-①)内，应力和应变也不具有线性关系，当应力增加时，延伸率(应变)更急剧地增加。进而，在将应力卸载的情况下也一样，应力和应变不具有线性关系，当应力减小时，应变更急剧地减小。这些特征被认为是产生本发明钛合金的良好弹性变形能力的原因。
另外，在本钛合金的情况下，从图1A可以看出，应力增加的越多，则应力-应变曲线上的切线的斜率减小的越多。因此，在弹性变形范围内，由于应力和应变不是线性变化的，所以不适合用与现有技术相同的方式确定本钛合金的杨氏模量。进而，也不适于用与现有方法相同的方法计算0.2％弹性极限应力(σp’)≈抗拉弹性极限应力。即，在本钛合金的情况下，当通过现有方法获得抗拉弹性极限强度(≈0.2％弹性极限强度)时，其数值显著小于固有的抗拉弹性极限强度。因此，在本钛合金的情况下，无论如何也不可能确定0.2％弹性极限强度≈抗拉弹性极限强度。
因此，通过返回到抗拉弹性极限强度的原始定义，如上面所述(在图1A中的位置②)获得本钛合金的抗拉弹性极限强度(σe)，并且将该抗拉弹性极限强度范围内试样的最大延伸率换算成弹性变形能力(εe)。
③进而，在弹性变形范围内，由于应力和应变没有线性关系，所以对于本钛合金不宜采用现有的杨氏模量的概念。因此，通过引入“平均杨氏模量”的概念，作为本钛合金的特性之一的指标。于是，该平均杨氏模量被定义为，在通过拉伸试验获得的应力-应变曲线上，对应于抗拉弹性极限强度的1/2的应力位置处的斜率(一条曲线的切线的斜率)。因此，该平均杨氏模量并不是指严格意义上的杨氏模量的“平均”值。
应当注意，在图1A和图1B中，“σt”是抗拉强度，“εe”是在本钛合金的抗拉弹性极限强度(σe)处的延伸率(弹性变形能力)，并且“εp”是在现有金属材料的0.2％弹性极限强度(σp)处的延伸率(应变)。
④因此，由于本钛合金具有在过去不能获得的不同寻常的应力-应变关系，并且由于它具有适当的抗拉弹性极限强度，所以可以获得非常良好的弹性变形能力、即很高的弹性。
基于这一特性，便可以理解本发明，即一种钛合金，它的抗拉弹性极限强度(定义为在拉伸试验中永久应变实际到达0.2％时的应力)为950MPa或更大，它表现出这样的特性，即，当应力在弹性变形范围内增加时，通过拉伸试验获得的应力-应变曲线上的切线的斜率减小，在弹性变形范围中，所施加的应力落在0到抗拉弹性极限强度的范围内；其平均杨氏模量为90GPa或更小，所述平均杨氏模量是通过对应于抗拉弹性极限强度的1/2的应力位置处的切线斜率获得的，作为从应力-应变曲线上的切线斜率获得的杨氏模量的代表值；并且，该钛合金具有1.6％或更大的非常高的弹性变形能力。应当注意，当平均杨氏模量低到85GPa、80GPa、75GPa、70GPa、65GPa、60GPa、55GPa和50GPa时，本钛合金表现出更好的弹性变形能力。
(钛合金)
对于下面提到的合金成分的说明，不限于钛合金的成分，而是同时指原料钛合金和原材料粉末的成分。以下，将主要以钛合金为例进行说明，但是所述内容(包括元素、数值范围、限制的原因等)同样适用于原料钛合金和原材料粉末。进而，元素的成分范围采用“从‘x’到‘y’％”的形式具体指出，除非另外特别指出，否则下限数值“x”和上限数值“y”也包含在内(下同)。
①当整体为100％(质量百分比，下同)时，根据本发明的钛合金(原料钛合金或原材料粉末，下同)可以包括30到60％的量的Va族元素。
当Va族元素少于30％时，不能获得足够的弹性变形能力，进而，当其超过60％时，不能获得足够的抗拉弹性极限强度，使钛合金的密度增加，导致比强度的下降。另外，当其超过60％时，易于产生材料的偏析，并且削弱了材料的均匀性，并且由于易于导致韧性和延展性的下降，因此是不可取的。
Va族元素为V、Nb或Ta，但是并不限于包含这些元素中的一种的情况。即，可以存在包含两种或更多种这些元素的的情况，并且，可以分别以在前述范围内的各自以适当的量包含Nb和Ta、Nb和V、Ta和V、或者Nb和Ta和V。特别是，当Nb为10至45％、Ta为0至30％、和V为0至7％时效果良好。
②当整体为100％时，本钛合金可以包含从包括Zr、Hf和Sc的金属族元素中选出的总量为20％或更少的一种或多种元素。
当Sc溶解在钛中时，它成为与Va族元素一起异乎寻常地减小钛原子之间的结合能量的有效元素，从而提高了弹性变形能力(即，减小杨氏模量)(参考文献：待发表的Proc.9th World Conf.OnTitanium(1999))。
Zr和Hf对于提高钛合金的弹性变形能力和抗拉弹性极限强度是有效的。由于这些元素与钛是同族(IVa族)元素，并且由于它们是完全溶解的中性元素，所以不会妨碍由Va族元素形成的钛合金的高弹性变形能力。
当这些元素的总量超过20％时，由于其通过材料偏析而造成强度和韧性下降以及造成成本提高，所以是不可取的。
考虑到在弹性变形能力(或者平均杨氏模量)、强度、韧性等之间的平衡，进而，这些元素的含量优选为1％或更多，进一步为5至15％。具体而言，Zr可以从1至15％、并且Hf可以为1至15％。
进而，通过按前述各范围进行任意组合，本钛合金可以包括IVa族元素(除Ti之外)中的一种或多种、和Va族元素中的一种或多种。例如，即使当同时包含Zr和Nb、以及Ta或V的一种或多种时，本钛合金也可以表现出高强度和高弹性，而不削弱良好的冷加工特性。
③进而，由于Zr、Hf或Sc在操作上有许多方面与Va族元素相同，它们在预定的范围内可以替代Va族元素。
即，当整体为100％时，本钛合金可以包括总量为20％或更少的从包括Zr、Hf和Sc的金属元素组中选出的一种或多种元素、以及所述Va族元素，以便使Va族元素和所述金属元素组中的一种或多种元素的总量在30至60％的范围内。
如上所述，Zr等的总量为20％或更少。进而，类似地，这些元素的总量可以进一步优选为1％或更多、并且进而为5至15％。
④适当地，本钛合金可以包含一种或多种从包括Cr、Mo、Mn、Fe、Co和Ni的金属元素组中选出的元素。
更具体地，当整体为100％时，Cr和Mo可以分别为20％或更少，并且Mn、Fe、Co和Ni可以分别为10％或更少。
Cr和Mo是提高钛合金的强度和热锻造性能的有效元素。当提高了热锻造性能时，可以改善钛合金的生产率和材料产量。在此，当Cr和Mo超过20％时，材料的易于产生偏析，从而难以或均匀的材料。当这些元素的含量为1％或更多时，可以通过固溶强化来提高强度，当其含量在3至15％时则更为优选。
Mn、Fe、Co和Ni与Mo等类似，是提高钛合金的强度和热锻造性能的有效合金。因此，可以代替Mo、Cr等、或者与Mo、Cr等一起包含这些元素。然而，当这些元素超过10％时，由于在钛和它们之间形成金属间化合物从而使延展性下降，所以是不可取的。当这些元素的量为1％或更多时，可以通过固溶强化提高强度，并且，当其含量为2至7％时则更为优选。
⑤进而，可以在前述金属元素组中加入锡(Sn)。
即，本钛合金可以包含从包括Cr、Mo、Mn、Fe、Co、Ni和Sn的金属元素组中选出的一个或多种元素。
更具体地，当整体为100％时，Cr和Mo可以分别为20％或更少，并且Mn、Fe、Co、Ni和Sn可以分别为10％或更少。
Sn是α-稳定元素，并且是提高钛合金强度的有效元素。因此，可以与例如Mo的元素一起含有10％或更少的Sn。当Sn超过10％时，钛合金的延展性下降，从而降低了易加工性。当Sn的量为1％或更多时，进而为2至8％时，可以进一步优选地同时增强弹性变形能力和增强抗拉弹性极限强度。应当注意，对于例如Mo的元素，与前面所述相同。
⑥本钛合金可以包括Al。
具体而言，当整体为100％时，Al可以更合适的为0.3至5％。
Al是提高钛合金的强度的有效元素。因此，本钛合金可以代替Mo、Fe等或与这些元素一起包含0.3至5％的Al。当Al少于0.3％时，固溶强化作用不充分，从而不能充分地提高强度。进而，当其超过5％时，钛合金的延展性下降。当Al的量在0.5至3％时，由于可以使强度稳定所有更为优选。
应当注意，当与Sn一起添加Al时则更加优选，这是因为这样可以提高强度而不降低钛合金的韧性。
⑦当整体为100％时，本钛合金可以包含0.08至0.6％的O。进而，当整体为100％时，可以包含0.05至1.0％的C。另外，当整体为100％时，可以包含0.05至0.8％的N。
总之，当整体为100％时，可以包括从0.08至0.6％的O、0.05至1.0％的C和0.05至0.8％的N中选出的至少一种或多种元素。
O、C和N都是间隙固溶强化元素，可以稳定钛合金的α相，并且是提高强度的有效元素。当0小于0.08％、C或N小于0.05％时，不能充分提高钛合金的强度。进而，当O超过0.6％、C超过1.0％或N超过0.8％时，由于会造成钛合金的脆化所以是不可取的。
当O的量为0.1％或更高、进而为0.15至0.45％时，或者当C的量为0.1至0.8％并且N的量为0.1至0.6％时，由于可以保持钛合金的强度和延展性之间的平衡，所以更为优选。
⑧当整体为100％时，本钛合金可以包含0.01至1.0％的B。
B是提高钛合金的材料机械特性和加工性能的有效元素。B几乎不溶解在钛合金中，并且几乎全部都作为钛化合物颗粒(TiB颗粒等)而沉淀。由于沉淀颗粒显著抑制了钛合金的晶粒长大，从而它们可以使钛合金的结构保持精细。
当B少于0.01％时，效果不充分，当其超过1.0％时，由于高刚性沉淀物颗粒的增加，导致钛合金的弹性变形能力和冷加工性能下降。
应当注意，当B的添加量转换成TiB颗粒，0.01％的B变成0.055％体积比的TiB颗粒，并且1％的B变成5.5％体积比的TiB颗粒。因此，本钛合金可以包含0.05％至5.5％体积比的硼化钛颗粒。
另外，上述各组成元素可以以预定的范围任意组合。具体而言，所述Zr、Hf、Sc、Cr、Mo、Mn、Fe、Co、Ni、Sn、Al、O、C、N和B可以在所述范围内有选择地适当组合，以制成本钛合金。当然，在不会偏离本钛合金的要点的范围内，可以进一步混合其它元素。
(3)与生产工艺相关的钛合金
上述钛合金的生产工艺没有具体的限制，并且可以通过采用后面所述的熔融法或烧结法来生产。
进而，在生产中的各个步骤中，可以对通过进行冷加工、热加工、热处理等而获得的钛合金的材料特性进行调节。例如，本钛合金可以优选地为下述之一。
即，根据本发明的钛合金可以是通过一个冷加工步骤和一个时效处理步骤获得的，在冷加工步骤中，对包含Va族元素且其余基本为钛的原料钛合金进行加工量为10％或更大的冷加工；在时效处理步骤中，对冷加工步骤之后获得的冷加工件进行时效处理，以便在150℃至600℃的处理温度下，Larson-Miller参数“P”(以下简称为参数“P”)落在8.0至18.5的范围内。
进而，当在150℃至300℃的所述处理温度下可以获得参数“P”落在8.0至12.0范围内的钛合金时，所述时效处理步骤是适当的；并且，所述抗拉弹性极限强度为1,000MPa或更大，所述弹性变形能力为2.0％或更大。
另外，当在300℃至450℃的所述处理温度下获得参数“P”落在12.0至14.5的范围内的钛合金时，所述时效处理步骤是适当的；并且所述抗拉弹性极限强度为1,400MPa或更大，所述弹性变形能力为1.6％或更大。
下面，将说明冷加工步骤和时效处理步骤的细节。
(钛合金的生产工艺)
(1)冷加工步骤
冷加工步骤是获得具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金的有效步骤。
根据本发明人等的研究，认为这种冷加工在钛合金中引起加工应变，并且该加工应变在组织中使微观结构在原子的水平发生变化，有助于提高钛合金的弹性变形能力。进而，通过进行这种冷加工，微观结构在原子的水平发生变化。可以认为，随着这种结构变化而产生的弹性应变的积累，有助于提高钛合金的抗拉弹性极限强度。
另外，冷加工步骤可以是冷加工率为10％或更大的步骤，进而，冷加工率可以为50％或更大、70％或更大、90％或更大、95％或更大和99％或更大。
于是，冷加工步骤可以作为时效处理步骤的预处理独立地实施，或者可以用于对工件或产品进行成型的目的(例如精加工)。应当注意，冷加工率是以下述等式来确定的：
冷加工率X＝(S0-S)/S0×100(％)
其中S0：冷加工之前的横截面积，S：冷加工之后的横截面积。
进而，“冷”是指充分低于钛合金的再结晶温度(产生再结晶的最小温度)低温。尽管再结晶温度与成分有关，不过该温度大致为600℃，并且，在本生产工艺中，可以在常温至300℃的范围内进行冷加工。
因此，通过进行冷加工，根据本发明的钛合金在冷加工性能良好，并且可以提高材料特性和机械特性。因此，根据本发明的钛合金是一种适于冷加工生产的材料。进而，本生产工艺是适于冷加工产品的生产工艺。
(2)时效处理步骤
该时效处理步骤是在冷加工件上进行时效处理的步骤。本发明人等新近发现，通过执行时效处理步骤可以获得具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金。
然而，由于会失去通过冷加工而已经在钛合金中产生的加工应变的影响，所以在再结晶温度或者更高的温度下，在执行时效处理步骤之前进行固溶处理是不可取的。
在该时效处理条件中，存在(a)低温短时间时效处理(从150至300℃)和(b)高温长时间时效处理(从300至600℃)。
在前一种情况下，在提高抗拉弹性极限强度的同时，可以保持或降低平均杨氏模量。从而，可以获得具有高弹性变形能力的钛合金。在后一种情况下，随着抗拉弹性极限强度的提高，会或多或少地提高平均杨氏模量，但是平均杨氏模量仍不过为95GPa或更少，并且提高的水平非常低。因此，即使在这种情况下，仍可获得具有高弹性变形能力的钛合金。
进而，本发明人等通过大量的重复试验发现，优选地，在150至600℃的处理温度下，该时效处理步骤可以为这样一个步骤，其中，基于下面的等式，由处理温度(“T”℃)和处理时间(“t”小时)确定的参数(P)落在8.0至18.5的范围内。
P＝(T+273)·(20+log10t)/1000
该参数“P”为Larson-Miller参数，是由热处理温度和热处理时间一起确定的，并且用于指示本发明的时效处理(热处理)条件。
当参数“P”小于8.0时，即使进行时效处理，也不能获得显著提高的材料特性，当参数“P”超过18.5时，会导致抗拉弹性极限强度的下降、平均杨氏模量的上升或弹性变形能力的下降。
进而，时效处理步骤可以是在150℃至300℃范围内的处理温度下，参数“P”落在8.0至12.0的范围内的时效处理步骤；并且，所得钛合金的抗拉弹性极限强度为1,000MPa或更大，弹性变形能力为2.0％或更大，并且平均杨氏模量为75GPa或更小。
另外，时效处理步骤可以是在300℃至450℃范围内的处理温度下，参数“P”落在12.0至14.5的范围内的时效处理步骤；并且，所得钛合金的抗拉弹性极限强度为1,400MPa或更大，弹性变形能力为1.6％或更大，并且平均杨氏模量为95Gpa或更小。
通过选择使参数“P”落在更适当的范围内的处理温度和处理时间，可以获得具有更高弹性变形能力和更高抗拉弹性极限强度的钛合金。
应当注意，除非另外特别说明，否则例如“从x至y”的数值范围包括下限值“x”和上限值“y”(下同)。
(3)原材料粉末
当采用根据本发明的混合法时，需要至少包含钛和Va族元素的原材料粉末。根据所需钛合金的成分和特性，可以采用含有上述各种元素的原材料粉末。
如上所述，除了钛和Va族元素之外，原材料粉末还可以包括从由Zr、Hf、Sc或Cr、Mn、Co、Ni、Mo、Fe、Sn、Al、O、C、N和B组成的组中选出的至少一种或多种元素。
这种原材料粉末既可以是纯金属粉末也可以是合金粉末。对于该原材料粉末，可以采用例如海绵状粉末、去氢粉末、氢化粉末、雾化粉末等。对于粉末的颗粒形状、颗粒直径(颗粒直径分布)等没有特别的限制，并且可以采用商业上可以获得的粉末。
当然，从成本和烧结体的致密性的角度出发，原材料粉末的平均颗粒直径可以为100μm或更小。进而，当粉末的颗粒直径为45μm(#325)或更小时，易于获得非常致密的烧结体。
②在采用根据本发明的HIP法的情况下，可以按照与混合法一样的方式采用包含元素粉末的混合物粉末，但是具有所需成分的合金粉末本身也可以作为原材料粉末。
于是，例如通过气体喷雾法、REP法(旋转电极法)和PREP法(等离子旋转电极法)、或者通过用熔融工艺生产的氢气粉碎坯锭、和通过MA法(机械合金法)等，可以生产具有根据本发明的钛合金成分的原材料粉末。
(4)混合步骤
混合步骤是混合原材料粉末的步骤。通过这一混合步骤，将原材料粉末均匀混合、并且获得宏观上均匀的钛合金。
在混合原材料粉末的过程中，可以采用“V”型搅拌器、球磨机和振动式研磨机、高能球磨机(例如磨碎机)等。
(5)成型步骤
成型步骤是将混合步骤之后获得的混合粉末成型成具有预定形状成型体的步骤。由于获得了具有预定形状的成型体，所以可以减少后续工艺所需的工时。
应当注意，该成型体可以在达到后续工序之前便形成例如工件的形状、例如板材和棒材，最终产品的形状，或者中间产品的形状。另外，在烧结步骤之后进一步加工的情况下，可以形成方坯形状等。
对于成型步骤，例如可以采用模具成型、CIP成型(冷等静压压力成型)、RIP成型(橡胶等静压压力成型)等。特别地，在执行CIP成型的情况下，成型压力例如优选在200至400MPa的范围内。
(6)填充步骤
填充步骤是将上述原材料粉末填充到具有预定形状的容器中的步骤，并且是为了采用热等静压方法(HIP方法)而所需的。容器的内部形状优选可以与所需的产品形状对应。进而，容器可以由金属、陶瓷或玻璃制成。另外，在抽真空和脱气之后，可以将原材料填充并密封在容器中。
(5)烧结步骤
烧结步骤是对所述成型步骤之后的成型体加热以进行烧结、或者通过热等静压方法对填充步骤后容器中的原料粉末进行烧结的步骤。
由于在这种情况下的处理温度(烧结温度)比钛合金的熔点低很多，根据本发明的加工工艺可以经济地生产钛合计，不需要象熔融法那样的专门设备。
①在混合法的情况下，优选在真空或惰性气体中对成型体进行烧结。进而，处理温度可以优选为合金的熔融温度或更低，并且可以在各组成元素充分扩散的温度范围内优选地进行。例如，优选将处理温度控制在1,200℃至1,600℃。
进而，从使钛合金更加致密和使生产率更为有效的角度出发，可以更适当地将处理温度控制在1,200℃至1,600℃，并且将处理时间控制在0.5至16小时。
②在HIP方法的情况下，优选可以在易于扩散，原料粉末的变形阻力小，并且不易于与容器反应的温度范围内进行。例如，优选将温度范围控制在900℃至1,300℃的温度范围内。进而，成型压力可以优选为被填充的粉末完全经历蠕变的压力，例如，优选将压力控制在50至200Mpa(500至2,000atm)的范围内。
HIP处理时间优选应可以使原料粉末完全经历蠕变而更加致密、并且合金成分可以扩散在粉末之间。例如，优选将时间控制在1小时至10小时。
进而，在HIP方法的情况下，不需要在混合法中所需的混合步骤和成型步骤，并且可以使用所谓的合金粉末法。因此，如上所述，在这种情况下可以扩展可用原料粉末的类型，并且不仅可以采用其中混合有两种或更多类型的纯金属粉末或合金粉末的混合粉末、而且可以采用本身具有所需合金成分的合金粉末作为原料粉末。进而，当采用HIP法时，可以获得致密的烧结钛合金、并且，即使产品形状复杂，也可以制成最终形状。
(6)热加工步骤
该热加工步骤，是在混合法中使烧结步骤之后的烧结体的组织变得致密的步骤。在烧结步骤之后，在烧结体中存在许多小孔等。通过实施热加工步骤，可以减少小孔等使其形成致密的烧结体。于是，通过执行热加工步骤，可以提高钛合金的抗拉弹性极限强度。因此，所述原料钛合金可以通过热加工步骤进行生产，在所述热加工步骤中，对所述烧结步骤之后获得的烧结体进行热加工。
所述热加工是指在再结晶温度或更高温度下进行塑性加工，例如有热锻、热轧、热旋锻、热精压等。热加工步骤可以是将加工温度控制在600至1,100℃的步骤。该温度是待加工的烧结体本身的温度。在小于600℃的温度下，变形阻力高，热加工步骤困难，从而导致材料产量下降。另一方面，当在超过1,100℃的温度下实施热加工步骤时，结晶颗粒粗化，因此是不可取的。
通过该热加工步骤，还可以对产品的形状进行粗成型。进而，通过调节烧结体组织中的小孔体积，可以调节钛合金的杨氏模量、强度、密度等。
(钛合金的用途)
由于本钛合金表现出高弹性和高强度，所以可以广泛地用于与其特征相匹配的产品。进而，由于其具有良好的冷加工特性，所以可以在冷加工产品中采用本钛合金。这是因为其可以通过显著减少加工断裂等而不需要中间退火的介入等，所以可以提高材料产量。
当在对，从形状方面考虑认为需要进行机加工等的现有产品进行冷成形等时，通过采用本钛合金，易于实现钛合金的大批量生产和降低成本。于是，本生产工艺在环境方面是有利的。
提到可以采用本钛合金的具体例子时，主要有工业机械、汽车、摩托车、自行车、家电用品、航空和航天设备、船舶、零配件、运动和休闲用品、与生命体相关的产品、医疗设备部件、玩具等等。
例如，当本钛合金被用于汽车(盘)弹簧时，由于其具有高弹性变形能力(低杨氏模量)，所以与现有的弹簧钢制成的弹簧相比可以大大减少绕数。进而，除了减少绕数之外，由于本钛合金表现出大约现有弹簧钢的70％的杨氏模量，所以可以显著地减轻重量。
进而，当在作为附件之一的眼镜架上采用本钛合金时，由于其高弹性变形能力，边撑等易于弯曲，从而可以与面部相适。进而，这种眼镜的冲击吸收性能和形状恢复性能良好。进而，由于其冷加工性能良好，所以易于将其从精细线材成型形成眼镜架等，并且可以提高材料产量。
进而，当本钛合金用于作为运动的休闲用品之一的高尔夫球杆时，该杆易于弯曲，被传递给高尔夫球的弹性能增加，并且可以提高高尔夫球的击球距离。
进而，当高尔夫球杆的头部、特别是面部包含本钛合金时，通过高弹性变形能力(低杨氏模量)并通过由高抗拉弹性极限强度而导致的减薄(thinning)，使得头部的固有频率显著减小。因此，具有这种头部的高尔夫球杆显著地延长了高尔夫球的击球距离。应当注意，例如在日本专利公告(KOKOKU)No.7-98,077、国际专利公开No.WO98/46,312等中公开了有关高尔夫球杆的理论。另外，当本钛合金被用在高尔夫球杆上时，可以提高高尔夫球杆的击球感觉等，并且可以显著扩大高尔夫球杆的设计自由度。
另外，在医学处理领域中，本钛合金可以用于被置于生命体中的人工骨、人工关节、人工移植组织、骨固定器等，并且可以用在医疗仪器的功能构件(例如导管、镊子、阀等)等中。例如，当人工骨包含本钛合金时，该人工骨具有与人的骨头接近的弹性变形能力，可以与人的骨头保持平衡，从而有利于生命体的相容性，另外，其具有作为骨头的足够的高抗拉弹性极限强度。
进而，本钛合金适于用作减振部件。这是因为，从关系式E＝ρV(E：杨氏模量，ρ：材料密度，V：材料中声音传播速度)可知，通过降低杨氏模量(提高弹性变形能力)可以减小在材料中传播的声速。
另外，本钛合金可以用在不同领域中的各种产品之中，例如，原材料(线材、棒材、方棒料、板材、片材、纤维、织物等)，便携产品(表(手表)、发夹(头发上的辅助用品)、项链、手镯、耳环、穿刺、戒指、领带别针、胸针、链扣、具有带扣的皮带、打火机、钢笔尖、钢笔夹、钥匙环、钥匙、圆珠笔、自动铅笔等)，便携式信息终端(便携式电话、便携式录音机、移动个人计算机等的机壳等)，用于发动机阀的弹簧，悬置弹簧，缓冲器，垫圈，隔板，波纹管，软管，软管卡子，镊子，钓竿，鱼钩，缝针，缝纫机针，注射器针，长钉，金属刷，椅子，沙发，床，离合器，球棒，各种线材，各种夹子，纸夹等，缓冲材料，各种金属板、扩张器、蹦床、各种体育训练设备，轮椅，护理设备，康复设备，乳罩，胸衣，照相机主体，快门部件，暗室窗帘，床帘，挡板，气球，飞船，帐篷，各种薄膜，头盔，渔网，茶滤器，雨伞，消防员外衣，防弹内衣，各种容器、例如油箱，轮胎内衬，轮胎的加强件，自行车车架，螺栓、标尺，各种扭力杆，盘簧，能量传送带(CVT的箍等)等等。
应当注意，本钛合金和产品不仅可以通过上述本生产工艺生产，而且可以通过各种生产工艺生产，例如铸造、锻造、超塑性变形，热加工，冷加工，烧结和HIP。
B.例子
下面，将对本发明进行更为具体的说明，给出有关本钛合金和生产工艺的各种例子。
(样品的生产)
在表1中给出的钛合金的例No.1至4(样品No.1至19)，作为组分具有从30至60％的Va族元素和Ti，使其经过冷加工步骤和时效处理步骤，并且按下述方式生产。
①作为原材料，准备商业上可获得的氢化-和-脱氢Ti粉末(-#325、-#100)、和铌(Nb)粉(-#325)、钒(V)粉(-#325)和钽(Ta)粉(-#325)。将这些粉末组合，以便具有表1所示的成分比例，并且采用一个磨碎机或球磨机进行混合(混合步骤)。应当注意，表1中给出的合金成分的单位为质量百分比(％)，并且，其余为钛。
②这些混合物粉末是通过在400MPa的压力下进行CIP(冷等静压成型)形成的，并因此获得φ40×80mm的圆柱形成型体(成型步骤)。
③在5×10-3Pa的真空下，以表1(烧结步骤条件)给出的处理温度和处理时间对成型步骤之后获得的成型体进行烧结，从而获得烧结体(烧结步骤)。
④在700至1,150℃在空气中对这些烧结体进行热锻，从而形成φ15mm的圆棒(热锻步骤)。
以表1给出的冷加工率进行冷型锻，从而获得冷加工件(样品工件)(冷加工步骤)。
进而，在一个加热炉中于Ar气气氛下对这些冷加工件进行时效处理(时效处理步骤)。
(对各个例子的说明)
下面，对各样品或各个例子的具体生产条件进行说明。
(1)例No.1(样品No.1至7)
本例如表1所示，对包含具有Ti-30Nb-10Ta-5Zr组成的(省略％，下同)混合物粉末的成型体实施1,300℃×16小时的烧结步骤，制成烧结体，在该烧结体上实施前述热加工步骤和冷加工率为87％的冷加工步骤，然后在表1给出的各种条件下对所获得的冷加工体实施时效处理步骤。
(2)例No.2(样品No.8至10)
在本例中，在表1所示的不同条件下，对具有与例No.1相同成分的合金实施烧结步骤和冷加工步骤，然后，在相同条件下对各样品实施时效处理步骤。
(3)例No.3(样品No.11至17)
在本例中，在表1所示的不同条件下，对具有表1所示的不同成分的合金实施烧结步骤和冷加工步骤，然后，在不同条件下对各个样品实施时效处理步骤。
(4)例No.4(样品No.18和19)
在本例中，如表1给出的那样改变例No.1或No.2的各样品的氧含量。烧结步骤、冷加工步骤和时效处理步骤的条件与例No.1或例No.2基本相同。
从例子No.4的结果可知，氧是用于实现低杨氏模量和高强度(高弹性)的有效元素。
(5)比较例(例No.C1至C4)
作为比较例，生产所包含成分和生产工艺如表1所示的例No.C1至C4。
在例No.C1中，原样采用一个热加工件，并且不对其实施冷加工步骤和时效处理步骤。
在例NoC2中，不对热加工件实施冷加工，并且对其实施参数“P”的值很低的时效处理步骤。
在例No.C3中，对冷加工件实施参数“P”的值很高的时效处理步骤。
在例No.C4中，对一个用熔融法生产且其Va族元素低于30％的坯锭实施时效处理步骤。
(材料特性的测量)
利用下述方法确定上述各样品的材料特性。
通过采用一个Instron试验机，对各样品进行拉伸实验，对载荷和延伸率进行测量，并且确定应力-应变曲线。该拉伸实验设备是一个万能拉伸试验机，该设备由Instron(制造者的名称)制造，并且其驱动系统是一个电动机控制系统。通过粘在试件侧表面上的应变仪的输出对延伸率进行测量。
利用上述方法，根据应力-应变曲线确定抗拉弹性极限强度和抗拉强度。通过由应力-应变曲线求出与抗拉弹性极限强度相应的延伸率，确定弹性变形能力。
如上所述，平均杨氏模量是作为在对应于抗拉弹性极限强度的1/2的应力位置处的斜率(曲线的切线斜率)而确定的，而所述抗拉弹性极限强度是根据应力-应变曲线获得的。延伸率是在由应力-应变曲线获得的断裂处的延伸率。
对上述各样品确定的这些测量结果，全部在表1中给出。
表1样品合金成分(质量％)烧结条件冷加工率(％)时效处理条件 参数 “P” 平均杨氏 模量(GPa) 抗拉弹性 极限强度 (MPa) 弹性变 形能力 (％) 抗拉强 度 (MPa) 延伸 率备注温度(℃)时间(hr)温度(℃) 时间 (hr)例No.11Ti-30Nb-10Ta-5Zr1,3001687150 1 8.5 51 1,034 2.0 1,077 11氧含量0.25％2↑↑↑↑200 0.5 9.3 49 1,047 2.1 1,085 12氧含量0.27％3↑↑↑↑250 12 11.0 50 1,020 2.0 1,063 13氧含量0.23％4↑↑↑↑300 1 11.5 50 1,083 2.2 1,128 9氧含量0.26％5↑↑↑↑↑ 24 12.3 87 1,476 1.7 1,529 4氧含量0.22％6↑↑↑↑400 ↑ 14.4 86 1,483 1.7 1,540 7氧含量0.25％7↑↑↑↑500 1 15.5 62 969 1.6 999 13氧含量0.23％例No.28Ti-30Nb-10Ta-5Zr1,300480350 12 13.1 85 1,458 1.7 1,502 4氧含量0.22％9↑1,260895↑ ↑ 13.1 85 1,481 1.7 1,541 4氧含量0.27％10↑↑2↑↑ ↑ 13.1 79 1,477 1.8 1,507 3氧含量0.23％
表1(续)样品合金成分(质量％) 烧结条件 冷加 工率 (％) 时效处理条件 参数 “P” 平均杨 氏模量 (GPa) 抗拉弹 性极限 强度 (MPa) 弹性变 形能力 (％) 抗拉 强度 (MPa) 延 伸 率备注 温度 (℃) 时间 (hr) 温度 (℃) 时间 (hr)例No.311Ti-23Nb-4Ta-18Zr-5V 1,300 8 91 550 2 16.7 67 1,164 1.7 1,210 9氧含量0.27％12Ti-25Nb-6Ta-2Zr-3V-3Hf 1,450 4 ↑ 400 12 14.2 81 1,421 1.8 1,487 5氧含量0.30％13Ti-30Nb-4Ta-10Zr-6V 1,400 2 ↑ 250 0.5 10.3 56 1,013 1.8 1,094 11氧含量0.29％14Ti-12Nb-30Ta-7Zr-2V 1,300 16 ↑ 400 24 14.4 80 1,720 2.1 1,795 5氧含量0.31％15Ti-37Nb-3Ta-3Zr 1,300 4 87 ↑ 1 10.5 51 1,081 2.1 1,124 9氧含量0.23％16Ti-35Nb-3Ta-9Zr ↑ 4 ↑ 350 12 13.1 82 1,441 1.8 1,501 5氧含量0.22％17Ti-35Nb-9Zr ↑ 4 ↑ ↑ ↑ 13.1 85 1,505 1.8 1,555 4氧含量0.25％例No.418Ti-30Nb-10Ta-5Zr 1,300 16 91 350 12 13.1 86 1,552 1.8 1,593 7氧含量0.41％19↑ ↑ ↑ ↑ ↑ ↑ ↑ 88 1,573 1.8 1,610 5氧含量0.55％比较例C1Ti-30Nb-10Ta-5Zr 1,300 16 - - - - 66 754 1.1 785 17W/O时效处理C2↑ ↑ ↑ - 50 4 6.7 68 769 1.1 793 17工件，低“P”值处理C3Ti-30Nb-10Ta-5Zr ↑ ↑ 87 900 1 23.5 65 872 1.3 913 19工件，高“P”值处理C4Ti-13Nb-13Zr - - - 450 4 14.9 81 864 1.1 994 18工件，另一种成分
(评价)
①抗拉弹性极限强度或抗拉强度
将例子与比较例相比可知，通过实施适当的冷加工和时效处理，抗拉弹性极限强度或抗拉强度可以提高约250至800MPa。
②平均杨氏模量或弹性变形能力
尽管平均杨氏模量存在随着施加时效处理而有所增加的情况，但是在所有情况下平均杨氏模量均为90GPa或更小，并且可以理解，通过适当选择时效处理条件可以对杨氏模量进行控制。
进而，通过提高强度和控制平均杨氏模量，表现出如1.6％或更大的数值很大的弹性变形能力，并且可以证实，可以获得具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的钛合金。
因此，具有高弹性变形能力和高抗拉弹性极限强度的本钛合金可以广泛地用于各种产品，进而，由于其冷加工性能良好，所以其生产率也可以得到提高。于是，根据本发明的用于生产本钛合金的生产工艺，可以容易地获得这种钛合金。