TWI465593B - 以冷加工提昇具有α”相鈦合金的機械強度之方法 - Google Patents

Description

以冷加工提昇具有 α "相鈦合金的機械強度之方法 相關申請案之相互參照

本專利申請案請求2011年12月6日申請的美國臨時專利申請案第61/567,189號的優先權益，在此以引用的方式將其揭示內容的全文併入本文。

本發明係關於以冷加工提昇機械性質的以α”相作為主相之鈦-鉬合金，而且特別是關於以冷加工提昇機械性質的以α”相作為主相之鈦-鉬合金的醫療植入物。

鈦和鈦合金由於其輕質、優良機械性能和耐腐蝕性已經普遍地用於許多醫療用途。工業級純度鈦(化學級純度Ti)之用途的實例包括人工齒根、牙冠和牙橋、義齒支架(denture framework)、起搏器放置盒(pacemaker case)、心瓣膜罩(heart valve cage)及重建裝置等等。儘管如此，由於其較低的強度(化學級純度的Ti)而不可用於高承重應用。

關於承重應用最廣泛使用的鈦合金是Ti-6Al-4V合金(主力(work-horse)鈦合金)。由於比化學級純度Ti的強度更高許多，所以Ti-6Al-4V合金已經廣泛用於多變的應力承載整形外科應用，例如人工髖部和人工膝關節。再者，較低的彈性模數使該鈦合金比整形外科植入物中的不銹鋼和鈷-鉻合金替代方案能更緊密近似用於整形外科裝置的骨 頭韌性。由此，由該鈦合金形成的裝置產生較少骨應力遮蔽而且因此較不會干擾骨存活。

關於作為植入物材料的Ti-6Al-4V合金之一主要潛在問題是其較不具生物相容性的Al和V元素。研究指出從Ti-6Al-4V植入物釋出Al及/或V離子可能造成長期的健康問題(Rao等人1996、Yumoto等人1992、Walker等人1989、McLachlan等人1983)。其不足的耐磨耗性可能進一步加速這些有害離子的釋出(Wang 1996，McKellop and RoKstlund 1990，Rieu 1992)。

化學級純度的Ti和Ti-6Al-4V合金的另一問題是其相當高的彈性模數。儘管其彈性模數(約110 GPa)比通用的316L不銹鋼及Co-Cr-Mo合金(200至210 GPa)更低許多，但是化學級純度的Ti和Ti-6Al-4V合金的模數還是比天然骨的模數(舉例來說，典型皮質骨僅大約20 GPa)。天然骨與植入物之間的巨大模數差異是眾所公認的“應力遮蔽效應”的主因。

根據沃爾夫定律(Wolff's law)(骨頭對於應變的反應)及骨重塑原理，義肢修復/植入物構成物把適當應力轉移給周圍骨頭的能力能協助保持該骨頭的完整性。關於金屬植入物的彈性模數比骨頭高的概念衍然成行，而且現在還是如此。應力遮蔽現象，更常觀察到無膠接劑髖部、人工膝蓋及脊椎植入物，有可能會導致骨蝕而且最後引起關節置換術失敗(Sumner and Galante 1992，Engh and Bobyn 1988)。

應力規分析(Lewis等人1984)和有限元素分析 (Koeneman等人1991)二者均證實較低模數的股骨髖部植入物組件造成較接近完整股骨的應力和應變，而且在將應力分配給鄰近骨組織時較低模數的人工髖部較易於模擬自然股骨(Cheal 1992，Prendergast and Taylor 1990)。犬科和綿羊植入研究揭露憑藉著低模數髖部植入物使動物的骨蝕顯著降低(Bobyn等人1992)。Bobyn等人(1990，1992)也顯示人工髖部患者通常都得經歷的骨流失可藉由使用具有較低模數的義肢減少。

一般能接受降低植入物的楊氏模數值可改善鄰近骨組織的應力再分佈，降低應力遮蔽作用而且最終延長裝置壽命。由於高強度和降低的應力遮蔽風險於是更喜歡具有較高強度/模數比的金屬植入物材料。

已知降低植入物的模氏模數值會降低應力遮蔽作用並且延長裝置壽命，而且由於高強度和降低應力遮蔽風險的聯合效應而喜歡具有較高強度/模數比的金屬植入物材料。儘管如此，從合金設計的觀點來看，同時提昇該合金強度並且提昇該合金模數一直都是大挑戰。合金的強度的模數幾乎總是同時提昇或降低。

具有較佳的生物相容性和較低模數(比Ti-6Al-4V)的一系列β和近-β相Ti合金最近已經有人開發出來。儘管如此，這些合金通常必須含有大量這樣的β-促進元素如同Ta、Nb和W。舉例來說，分別需要約50重量%和35重量%的Ta和Nb以形成β-相二元Ti-Ta合金和Ti-Nb合金。添加大量這樣的重質、高成本而且高熔融溫度的元素使密度 (低密度是Ti和Ti合金之一固有優點)、製造成本及加工困難度提高。

最近發明人的實驗室開發出不含Al和V、高強度、低模數α”相且以Ti-Mo為底質的合金系統(通常為Ti-7.5Mo)，其證實機械性質優於大部分現存能植入的Ti合金而且非常有機會作為整形外科或人工齒根材料。

此α"型Ti-7.5Mo合金的生物相容性係透過細胞毒性試驗及動物植入研究確認。此合金的細胞活性類似於Al₂ O₃ (控制組)的細胞活性。動物研究指出，植入6周之後，於合金表面處能輕易觀察到新骨形成。令人感興趣的是發覺到，經過26周之後，長在類似植入部位的Ti-7.5Mo植入物表面上的新骨量戲劇性地比Ti-6Al-4V植入物更多，表示是更快許多的復原過程。

US 6,726,787 B2提供此生物相容性的低模數、高強度鈦合金的製造方法，其包含製備組成基本上由至少一異質同型β安定化元素(其係選自由Mo、Nb、Ta及W所組成的群組)；及剩餘部分的Ti所組成的鈦合金，其中該組成具有約6至約9的Mo當量值。用於獲得該低模數、高強度鈦合金的關鍵方法是該等合金必須從高於800℃的溫度於高於每秒10℃的冷卻速率下進行快速冷卻程序，較佳是高於每秒20℃。該Mo當量值，[Mo]eq，係由下列方程式來表示，[Mo]eq=[Mo]+0.28[Nb]+0.22[Ta]+0.44[W]，其中[Mo]、[Nb]、[Ta]和[W]分別是以該組成的重量為基準的Mo、Nb、Ta和W的百分比。

儘管如此，具有非立方性(非對稱性)斜方晶系晶體構造α”相的合金一般均難以冷加工。此差的冷加工性大大地限制了該等材料的用途。具有α”相的鈦合金主要包括以Ti-Mo為底質、以Ti-Nb為底質、以Ti-Ta為底質和以Ti-W為底質的合金。

本發明的主要目的在於提供一種由鈦-鉬合金製造的物件，該鈦-鉬合金具有較較高強度和較較低模數。

本發明的另一主要目的在於提供一種用於製造由鈦-鉬合金製造的物件之方法，該鈦-鉬合金具有較較高強度和較較低模數。

為了完成前述目的，本發明所揭示的用於製造以α"相作為主相之鈦合金的物件之方法包含下列步驟：提供以α”相作為主相的鈦-鉬合金工件；及於室溫冷加工該工件的至少一部分一次或重複多次以獲得該物件的生坯，其中所得生坯的冷加工部分具有該工件的至少一部分的平均厚度之10%至90%的平均厚度，而且該冷加工部分以α”相作為主相。

本發明也提供藉由本發明的方法製造且以α"相作為主相之鈦合金的物件，其中由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有約600至1100 MPa的屈服強度及約60至85 GPa的彈性模數。

較佳地，步驟a)中的鈦-鉬合金基本上由7至9重量% 的鉬及剩餘部分的鈦組成。更佳地，該鈦-鉬合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成。

較佳地，步驟b)中的該冷加工係進行一次而且所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的至少一部分的平均厚度之50%至90%的平均厚度。

較佳地，步驟b)中的該冷加工係重複地進行而且該重複的冷加工每次造成該冷加工部分的平均厚度縮減量少於約40%。

較佳地，由步驟b)所得的該冷加工部分以α”相作為主相而且以α’相作為次要相。

較佳地，由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的至少一部分的平均厚度之35%至65%，而且更佳地約50%的平均厚度。

較佳地，步驟b)中的冷加工包含輥軋、抽製、擠製或鍛造。

較佳地，步驟a)中的工件是鑄態工件。

較佳地，步驟a)中的工件是把工件熱加工，溶解處理或熱加工並溶解處理至900℃至1200℃的溫度，接著水淬火的工件。

較佳地，該物件是醫療植入物，而且步驟b)中的生坯是需要更進一步機械加工的醫療植入物生坯。較佳地，該醫療植入物是骨板、骨螺絲、骨固定連結桿(bone fixation connection rod)、椎間盤、股骨植入物、髖部植入物、人工膝蓋植入物或人工齒根。

較佳地，本發明的方法另外包含對由步驟b)所得的該生坯進行時效處理(aging)，以致於以該生坯的屈服強度為基準，該經時效處理過的生坯的屈服強度提昇至少10%，而且該經時效處理過的生坯的破壞伸長率(elongation to failure)不低於約5.0%。更佳地，該時效處理係於150至250℃進行約7.0至30分鐘的時期。

在本發明的較佳具體例之一者中，由本發明的方法製造的物件係由鈦-鉬合金製造，該鈦-鉬合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成，而且該物件之冷加工部分具有約800至1100 MPa的屈服強度及約60至75 GPa的彈性模數。

在本發明的較佳具體例之另一者中，由本發明的方法製造的物件係由鈦-鉬合金製造，該鈦-鉬合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成，而且該物件之至少一部分具有約800至1100 MPa的屈服強度及約60至70 GPa的彈性模數。

發明人意外地發現，在所有這些α”相Ti合金當中，僅有以Ti-Mo為底質的α”相合金能毫無困難地大規模地冷加工(舉例來說，以藉由冷輥軋縮減大到80%的厚度)。有三種其他α”相Ti合金(Ti-Nb、Ti-Ta和Ti-W合金)均能於室溫下實質地加工。儘管此刻尚未徹底了解此令人驚訝差異的理由，但是能確定以α”相Ti-Mo為底質的為底質的合金非常優良的冷加工性能戲劇性地擴張該等合金的用途。

另外發現，不僅以α”相Ti-Mo為底質的合金能輕易地 被冷加工，也能戲劇性地提昇該合金的機械強度，同時保持優良的伸長率水準。

另外發現，為了獲得經冷加工的Ti-Mo合金的希望機械性質，每單一道次冷加工縮減的厚度理應控制於小於約50%，較佳地小於約40%，更佳地小於約30%，而且最佳地小於20%。

另外發現經冷加工的α”相Ti-Mo合金主要還是包含α”相。舉例來說，經過65%的厚度縮減之後，α”相保留接近90%。即使經過80%的厚度縮減之後，α”相仍然接近80%。

另外發現，透過該冷加工方法，當該α”相Ti-Mo為底質的合金的強度大幅提昇時，由於主要存在α”相而使該合金模數能保持於低值(注意：低模數是該等α”相Ti合金最重要的特徵之一)。如先前提及的，當作為醫療植入物材料時該低模數具有降低應力遮蔽效應的重大意義。

根據我們的認知，沒有人曾經主張以α”相作為主相的Ti-Mo合金能被大規模地冷加工而且藉由該冷加工方法戲劇性地改良其機械性質。

此處使用的術語“冷加工”是金屬加工領域中常用的一般術語，其單僅意指該合金係於周遭溫度/室溫(藉由輥軋、鍛造、擠製及抽製等等)下加工而不需詳載關於該方法的準確周遭溫度/室溫。此術語單單與“熱加工”方法相反，其中金屬係加熱至高溫使其變得柔軟(一般從數百度至高 於數千度-視該材料而定)(也可加熱該輥或模，用以使該合金通過)，接著當該金屬還是熱的時候進行該金屬加工程序。

用於本發明中的冷加工處理的α”相Ti-7.5Mo合金可藉由將該熔融合金直接鑄造成模製品(快速冷卻法)，藉由溶解處理(加熱至β-相區，典型為900至1000℃)已鑄型的合金接著藉由水淬火(快速冷卻法)，或藉由溶解處理已機械加工或熱機械加工過的(例如，輥軋，抽製，鍛造，或擠製)合金接著藉由水淬火而製備。

實驗方法及結果 α”相二元Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金的製備

針對此研究製備4種不同α”相二元Ti合金(Ti-7.5重量% Mo、Ti-20重量% Nb、Ti-37.5重量% Ta及Ti-18.75重量% W)。該Ti-7.5Mo合金係2級工業級純度的鈦(化學級純度的Ti)棒(Northwest Institute for Non-ferrous Metal Research，China)及99.95%純度的鉬絲(Alfa Aesar，USA)。該Ti-20Nb合金係由相同化學級純度的Ti棒及99.8%純度的鈮屑(Strem Chemicals Inc.，USA)製備。該Ti-37.5Ta合金係由相同化學級純度的Ti棒及99.9%純度的鉭粉(Alfa Aesar，England)製備。該Ti-18.75W合金係由相同化學級純度的Ti棒及99.9%純度的鎢粉(Acros Organics，USA)製備。

多種不同Ti合金係使用工業電弧-熔融的真空壓力型 鑄造系統(Castmatic，Iwatani Corp.，Japan)來製備。在熔融/鑄造之前，該熔融艙係抽空並且利用氬沖淨。熔融的期間保持1.5 kgf/cm² 的氬壓力。使適當量的金屬於具有鎢電極的U形銅爐床中熔融。使該等錠塊再熔融至少3次以改善該等合金的化學均勻度。經過每次熔融/鑄造之後，使用HNO₃ /HF(3：1)熔液浸漬該等合金以除去表面氧化物。

鑄造之前，使該等合金錠塊再度於保持於1.5 kgf/cm² 壓力之下的氬中的開放式銅爐床中再熔融。該二艙之間的壓差使該等熔融合金能立即落於室溫下的石墨鑄模中。此快速冷卻法產生使該合金足以形成α”相的冷卻速率。這些鑄態合金樣品當中的某些直接接受冷加工處理以獲得希望的外形/厚度。其他鑄造樣品，為了進一步改善結構均勻性，係以溶解處理成β相區(約900至1000℃)，接著快速冷卻(水淬火)以將該β相再轉轉變成α”相。由此獲得的α”相合金接著經歷冷加工處理以獲得希望皂外形/厚度。XRD結果確認該等快速冷卻過的(水淬火過的)樣品具有α”相作為主相。

X-射線繞射

使用配合3°/min的掃描速度於30 kV及20 mA下操作的Rigaku繞射儀(Rigaku D-max IIIV，Rigaku Co.，Tokyo，Japan)進行X-射線繞射(XRD)以便進行相分析。利用經Ni過濾的CuKα輻射來研究。利用矽標準物來校正繞射角度。藉由使該等繞射圖案中的各特徵峰與JCPDS檔案配對來識 別多個不同相。

抗張測試

使用伺服液壓型測試機(EHF-EG，Shimadzu Co.，Tokyo，Japan)進行抗張試驗。於室溫下於8.33×10^-6 m s^-1 的固定聯桿器速度下進行抗張測試。在各加工條件之下從5次試驗得到平均極限抗拉強度(UTS)、於0.2%偏移量的屈服強度(YS)、彈性模數(Mod)及破壞伸長率(Elong)。

冷輥軋(於室溫下進行輥軋)

使用雙軸的100噸級輥軋測試儀(台灣，台中市，駿諺精機公司)進行冷輥軋以比較α”相Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金的冷加工性。經過每道次之後，樣品厚度從上個道次縮減約5至15%。

α”相Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金之間的冷加工性比較

圖1中的照片證實α”相Ti-7.5Mo合金的優異冷加工性。即使經過大規模冷輥軋過程，藉以使該樣的厚度大幅縮減80%，該樣的整個表面也沒觀察到結構破壞。另外發現，即使經過一次單道次冷輥軋，其中厚度嚴重縮減>50%，仍然沒觀察到結構破壞。

圖2中的照片證實α”相Ti-20Nb合金的不足冷加工性。才經過30%的厚度累積縮減量，就觀察到嚴重的結構 破壞而且必須中止該輥軋加工。圖3中的照片證實α”相Ti-37.5Ta合金的不足冷加工性。才經過累積20%的厚度縮減量，就觀察到嚴重的結構破壞而且必須中止該輥軋加工。圖4中的照片證實α”相α”相Ti-18.75W合金的不足冷加工性。才經過累積20%的厚度縮減量，就觀察到嚴重的結構破壞而且必須中止該輥軋加工。

結果：

(1)所有鑄態Ti-7.0Mo、Ti-7.5Mo及Ti-8.0Mo合金均以α”相作為主相。

(2)Ti-8Mo具有比Ti-7.0Mo和Ti-7.5Mo更高少許的強度水準。

結果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的強度由於冷軋而大幅提昇。

(2)當厚度縮減65%或80%時獲得最高強度，而伸長率仍保持約10%。

(3)當該樣品厚度縮減50%時獲得最低彈性模數。

結果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的強度由於冷軋而大幅提昇。

(2)當厚度縮減80%時獲得最高強度(YS比經溶解處理狀態的樣品高出130%而且UTS高出44%)，同時仍保持約13%的充分伸長率。

(3)當該樣品厚度縮減50%時獲得最低彈性模數。

結果：200℃經歷15分鐘的時效處理條件能使該經冷軋的α”相Ti-7.5Mo合金的屈服強度(YS)提昇約12%而且破壞伸長率仍然保持於14.6%。從表4可見到該時效處理溫度應 不得提高至350℃而且時效處理的時期較佳不長於30分鐘以便使該破壞伸長率不小於5%。

結果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的強度/模數比(高強度、低模數植入物材料的一個重要的性能指標)由於冷輥軋而戲劇性地 提昇。

(2)經50%冷軋的樣品的YS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約100%，比4級化學級純度的Ti更高約190%，比2級化學級純度的Ti更高約500%。經50%冷軋的樣品的UTS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約140%，比4級化學級純度的Ti更高約230%，比2級化學級純度的Ti更高約420%。

(3)經65%冷軋的樣品的YS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約90%，比4級化學級純度的Ti更高約170%，比2級化學級純度的Ti更高約450%。經50%冷軋的樣品的UTS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約110%，比4級化學級純度的Ti更高約180%，比2級化學級純度的Ti更高約350%。

(3)經80%冷軋的樣品的YS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約70%，比4級化學級純度的Ti更高約150%，比2級化學級純度的Ti更高約400%。經50%冷軋的樣品的UTS/模數比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高約100%，比4級化學級純度的Ti更高約170%，比2級化學級純度的Ti更高約330%。

在以下中將α”相Ti-7.5Mo合金重複地冷輥軋，其中各單一道次的厚度縮減量係如表6所示控制於小於15%。

表6. 典型具有多重輥軋道次的冷輥軋(CR)程序及其引發

α”相和α’相的重量分率，以及經冷軋的樣品的結晶度係使用DIFFRAC SUITE TOPAS和式及Rietveld方法從XRD圖案算出來。將結果顯示於表7中。

結果：

結晶度隨著厚度累積縮減量提高而降低。

該經冷輥軋的合金主要包含α”相。經過65%厚度縮減之後，α”相接近90%，而且，即使經過80%厚度縮減，α”相仍舊接近80%。

隨著厚度累積縮減量提高，α’相含量逐漸提高。

圖1是顯示本發明的α”相Ti-7.5Mo合金的優異冷加 工性之照片，其中該樣品的厚度經過大規模冷輥軋加工之後大幅降低80%。

圖2是顯示α”相Ti-20Nb合金的不足冷加工性之照片，該合金進行冷輥軋加工至30%厚度縮減量。

圖3是顯示α”相Ti-37.5Ta合金的不足冷加工性之照片，該合金進行冷輥軋加工至20%厚度縮減量。

圖4是顯示α”相Ti-18.75W合金的不足冷加工性之照片，該合金進行冷輥軋加工至20%厚度縮減量。

Claims (24)

1. 一種用於製造以α"相作為主相的鈦合金物件之方法，其包含下列步驟：a)提供以α”相作為主相的鈦-鉬合金工件；及b)於室溫冷加工該工件的至少一部分以獲得該物件的生坯，其中所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之10%至90%的平均厚度，而且該冷加工部分以α”相作為主相，其中步驟b)中的該冷加工係進行一次而且所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之50%至90%的平均厚度；或步驟b)中的該冷加工係重複地進行多次而且每次該重複的冷加工造成該冷加工部分的平均厚度縮減量少於約40%。
2. 如申請專利範圍第1項之方法，其中步驟a)中的鈦-鉬合金基本上由7至9重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成。
3. 如申請專利範圍第2項之方法，其中該鈦-鉬合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成。
4. 如申請專利範圍第1項之方法，其中由步驟b)所得的該冷加工部分以α”相作為主相而且以α’相作為次要相。
5. 如申請專利範圍第1項之方法，其中由步驟b)所得的該 生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之35%至65%的平均厚度。
6. 如申請專利範圍第5項之方法，其中由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之約50%的平均厚度。
7. 如申請專利範圍第1項之方法，其中步驟b)中的冷加工包含輥軋、抽製、擠製或鍛造。
8. 如申請專利範圍第1項之方法，其中步驟a)中的工件是鑄態(as-cast)工件。
9. 如申請專利範圍第1項之方法，其中步驟a)中的工件是把工件熱加工，溶解處理或熱加工並溶解處理至900℃至1200℃的溫度，接著水淬火的工件。
10. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該物件是醫療植入物，而且步驟b)中的生坯是需要更進一步機械加工的醫療植入物生坯。
11. 如申請專利範圍第10項之方法，其中該醫療植入物是骨板、骨螺絲、骨固定連結桿、椎間盤、股骨植入物、髖部植入物、人工膝蓋植入物或人工齒根。
12. 如申請專利範圍第1項之方法，其另外包含對由步驟b)所得的該生坯進行時效處理，以致於以該生坯的屈服強度為基準，該時效處理過生坯的屈服強度提昇至少10%，而且該時效處理過生坯的破壞伸長率不低於約5.0%。
13. 如申請專利範圍第12項之方法，其中該時效處理係於150至250℃進行約7.0至30分鐘的時期。
14. 一種以α"相作為主相的鈦合金物件，該物件係由包含下列步驟的方法製造：a)提供以α”相作為主相的鈦-鉬合金工件；及b)於室溫冷加工該工件的至少一部分以獲得該物件的生坯，其中所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之10%至90%的平均厚度，而且該冷加工部分以α”相作為主相，其中所得的該生坯的冷加工部分具有約600至1100MPa的屈服強度及約60至85GPa的彈性模數，其中步驟b)中的該冷加工係進行一次而且所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之50%至90%的平均厚度；或步驟b)中的該冷加工係重複地進行多次而且每次該重複的冷加工造成該冷加工部分的平均厚度縮減量少於約40%。
15. 如申請專利範圍第14項之物件，其中步驟a)中的鈦-鉬合金基本上由7至9重量%的相及剩餘部分的鈦組成。
16. 如申請專利範圍第15項之物件，其中該鈦-鉬合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成。
17. 如申請專利範圍第14項之物件，其中由步驟b)所得的該冷加工部分以α”相作為主相而且以α’相作為次要相。
18. 如申請專利範圍第14項之物件，其中由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之35%至65%的平均厚度。
19. 如申請專利範圍第18項之物件，其中由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有該工件的該至少一部分的平均厚度之約50%的平均厚度。
20. 如申請專利範圍第19項之物件，其中步驟a)中的鈦-鉬合金是基本上由7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成之鈦合金，而且由步驟b)所得的該生坯的冷加工部分具有約800至1100MPa的屈服強度及約60至75GPa的彈性模數。
21. 如申請專利範圍第14項之物件，其中該方法另外包含對由步驟b)所得的該生坯進行時效處理，以致於以該生坯 的屈服強度(YS)提昇至少10%，而且該生坯的破壞伸長率不低於約5.0%。
22. 如申請專利範圍第21項之物件，其中該時效處理係於150至250℃進行約7.0至30分鐘的時期。
23. 一種鈦合金之物件，該鈦合金基本上由約7.5重量%的鉬及剩餘部分的鈦組成而且以α”相作為主相，該物件之至少一部分具有約800至1100MPa的屈服強度及約60至70GPa的彈性模數。
24. 如申請專利範圍第23項之物件，其係一醫療植入物。