JP2014058740A - 高温において良好な耐酸化性と高い強度を有するチタン合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】７５０℃までの高温における良好な耐酸化性、高い強度と抗クリープ性、および良好な冷間または熱間成形性、良好な超塑性成形能、および良好な溶接性によって特徴づけられるチタン合金を提供する。
【解決手段】重量パーセントで、４．５〜７．５％のアルミニウム、２．０〜８．０％のスズ、１．５〜６．５％のニオブ、０．１〜２．５％のモリブデン、０．１〜０．６％のケイ素、０．２０％以下の酸素、０．１０％以下の炭素、および残部のチタンと不可避不純物を含み、六方晶構造のチタンへの上で挙げた成分の添加により、７５０℃以下またはそれ以上の高温において大いに改善された耐酸化性と著しく増大した強度の両方がもたらされる。
【選択図】図６
【解決手段】重量パーセントで、４．５〜７．５％のアルミニウム、２．０〜８．０％のスズ、１．５〜６．５％のニオブ、０．１〜２．５％のモリブデン、０．１〜０．６％のケイ素、０．２０％以下の酸素、０．１０％以下の炭素、および残部のチタンと不可避不純物を含み、六方晶構造のチタンへの上で挙げた成分の添加により、７５０℃以下またはそれ以上の高温において大いに改善された耐酸化性と著しく増大した強度の両方がもたらされる。
【選択図】図６
Description
関連出願についてのクロス・リファレンス
本出願は米国仮出願６１／６７３３１３号（２０１２年７月１９日提出）の優先権を主張し、その開示は参考文献として本明細書に取り込まれる。
本出願は米国仮出願６１／６７３３１３号（２０１２年７月１９日提出）の優先権を主張し、その開示は参考文献として本明細書に取り込まれる。
チタン合金は航空宇宙産業およびその他の用途において広範囲にわたって用いられてきたが、高温において用いるための比較的軽量な合金に対する必要性が増している。例えば、航空機および航空機エンジンのより高い性能とより高い燃料効率は、高温度および小さな重量において機能する航空機エンジンと機体の開発につながっている。その結果、エンジンのナセルの高温部分、あるいは尾部のパイロン部品のような高い作用温度を受ける機体部品において用いるために、チタン合金が検討されている。これらの開発は、重いニッケル基合金（およびその他のもの）を、例えば６５０℃、７００℃または７５０℃あるいはもっと高い温度のような高温において優れた耐酸化性と高い強度を有するチタン合金で置き換える必要性につながった。
Ｔｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉやＴｉ-１５Ｍｏ-３Ａｌ-３Ｎｂ-０．２Ｓｉのようなチタン合金は、耐酸化性、耐熱性および軽量性が求められる機体または航空機エンジン部品を形成するために用いられてきたが、これらの合金の耐酸化性温度は通常６５０℃以下に限られている。長時間にわたって７００〜７５０℃の温度に晒されると、これらの二つの合金で形成された部品のひどいフレーキング（うろこ状の剥離）が生じる。さらに、後者の合金は、準ベータ型チタン合金であるため、使用温度が７００〜７５０℃に達すると強度が著しく低下する。
様々な望ましい特性を示すが、しかし上記の目的には適していない幾つかのチタン合金が知られている。米国特許４９８０１２７号に開示された市販のチタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉは、モリブデンの含有量が極めて高い準ベータ型チタン合金である。米国特許４７３８８２２号はニオブを含まない準アルファ型チタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-２．７Ｓｎ-４Ｚｒ-０．４Ｍｏ-０．４Ｓｉを開示していて、これは、かなり高い温度において良好な強度と抗クリープ性を有する。米国特許４９０６４３６号と米国特許５４３１８７４号はハフニウムとタンタルを含む高温チタン合金を開示している。
米国特許４０８７２９２号と米国特許４７７０７２６号はそれぞれ、二つのニオブ含有チタン合金であるＴｉ-５．５Ａｌ-３．５Ｓｎ-３Ｚｒ-１Ｎｂ-０．２５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（ＩＭＩ ８２９として知られる）およびＴｉ-５．８Ａｌ-４Ｓｎ-３．５Ｚｒ-０．７Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３５Ｓｉ-０．０６Ｃ（ＩＭＩ ８３４として知られる）を開示していて、これらは高温において良好な抗クリープ性を示す。米国特許６２８４０７１号は高温チタン合金を開示していて、これは通常３．５％のジルコニウムを含み、また選択的に２．０％以下のニオブを含む。上記の三つの特許のチタン合金はそれぞれ、１．２５％以下、１．５％以下および２．０％以下のニオブ、およびそれぞれ少なくとも２．０％、３．２５％および２．５％のジルコニウムを含む。
このような高い使用温度（特に、約７００℃、７５０℃あるいはもっと高い温度）において優れた耐酸化性を有するチタン合金を製造することは極めて困難であると認識される。従って、例えば、６５０℃において機能しうるチタン合金から良好な耐酸化性と高い強度を伴って７５０℃において機能しうるチタン合金へ前進することは、重要な飛躍的進歩である。
本発明のチタン合金はこの目的およびその他の目的のために有用であり、そして上で説明したこと以外の様々な望ましい物理的特性を与えるであろう。
一つの態様において、本発明は、４．５〜７．５重量％のアルミニウム、２．０〜８．０重量％のスズ、１．５〜６．５重量％のニオブ、０．１〜２．５重量％のモリブデン、０．１〜０．６重量％のケイ素、および残部のチタンから本質的に成る高温チタン合金を提供するであろう。
別の態様において、本発明は、４．５〜７．５重量％のアルミニウム、２．０〜８．０重量％のスズ、１．５〜６．５重量％のニオブ、０．１〜２．５重量％のモリブデン、０．１〜０．６重量％のケイ素、合計で０．０〜０．５重量％の範囲のジルコニウムとバナジウム、および残部のチタンを含む高温チタン合金を提供するであろう。
別の態様において、本発明は、重量で４．５〜７．５％のアルミニウム、２．０〜８．０％のスズ、１．５〜６．５％のニオブ、０．１〜２．５％のモリブデン、０．１〜０．６％のケイ素、および残部のチタンから本質的に成るチタン合金で形成された構成部品を用意する工程、およびこの構成部品が少なくとも６００℃の温度において少なくとも１／２時間にわたって連続的に維持されるように、この構成部品を含む機械を運転する工程、を含む方法を提供するであろう。
概して言えば、本発明のサンプルとしての合金は、約４．５〜７．５重量パーセントのアルミニウム（Ａｌ）、約２．０〜８．０重量パーセントのスズ（Ｓｎ）、約１．５〜６．５重量パーセントのニオブ（Ｎｂ）、約０．１〜２．５重量パーセントのモリブデン（Ｍｏ）、約０．１〜０．６重量パーセントのケイ素（Ｓｉ）、および残部のチタンと不可避不純物を含むか、あるいはこれらの元素から本質的に成るであろう。この合金に含まれているかもしれない様々な他の元素のパーセンテージについては、後にもっと詳しく説明する。六方晶構造のチタンへの上で挙げたアルミニウム、スズ、ニオブ、モリブデン、およびケイ素の添加により、７５０℃以下またはそれ以上の高温において大いに改善された耐酸化性と著しく増大した強度の両方がもたらされることが見いだされた。
チタン合金の著しく改善された耐酸化性は、主としてニオブとスズを組み合わせて添加することによって達成される。このことは、図３ａにおいて１００００倍に拡大して示すように、合金中でニオブとスズを用いることにより、極めて密集していて薄い、連続した多角形の酸化スケールを形成することができるという事実によるものである。保護性の酸化スケールはチタンの母相（マトリックス）の中への酸素の拡散を減少させるバリヤーを与え、また酸化スケールとチタンの間の熱応力が最小限となり、それにより酸化スケールのフレーキング（うろこ状の剥離）が解消する。それに対して、図３ｂで示すＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１Ｓｉおよび図３ｃで示すＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉについては、多孔質で厚くてゆるい、フレーキング状および不規則な形の（棒状または繊維状の）酸化スケールが観察された（両者はそれぞれ１００００倍に拡大している）。
チタン合金の耐酸化性は、アルファ相のケース（case：硬くなった外層部）の深さ、重量増加、およびスケールのフレーキングによって表すことができる。アルファ相のケース（これは、酸化スケールの下にある酸素富化層である）は極めて脆い層であり、延性や疲れ強さのようなチタン合金の機械的特性を著しく低下させる可能性がある。従って、アルファ相のケースの形成に対する耐性は、チタン合金のより良好な耐酸化性を表す。従って、比較的小さなアルファ相のケースの深さは、チタン合金の比較的良好な耐酸化性を表す。
試験を行った様々なチタン合金について表４と図４で示すように、本発明のサンプルとしての合金（例えば、Ｔｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-６Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｄ）およびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｅ））は、最も少ない重量増加のみならず、最も小さなアルファ相のケースの深さも示す。本発明のサンプルとしての合金のアルファ相のケースの深さは、同じ実験条件においてＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１Ｓｉ（図４ａ）のケースの深さのほんの約５０％である。ジルコニウム含有チタン合金（例えば、図４ｂに示すＴｉ-６Ａｌ-６Ｚｒ-６Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉおよび図４ｃに示すＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-６Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ）は、本発明のサンプルとしての合金（例えば、Ｔｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-６Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｄ）およびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｅ））と比較して重量増加のわずかな増大を生じるが、前者の合金（ＺｒとＮｂを含むもの）は本発明のサンプルとしての合金（ＳｎとＮｂを含むもの）のアルファ相のケース深さの二倍のケース深さを示す。ジルコニウム含有チタン合金においてはひどいフレーキングが観察されたことが、調査によって確認された。
ジルコニウムはチタン合金の耐酸化性にかなり有害な影響を及ぼすことが見いだされた。従って、本発明の合金の優れた耐酸化性は、実質的にジルコニウムを含まないか、あるいは最少限の量のジルコニウムを含むチタン合金の組成を提供することによって、ある程度達成されるのであり、これについては後にさらに詳述する。従って、ジルコニウムは一般的に合金組成の一部として故意には添加されず、そのことにより、合金中に存在するいかなるジルコニウムも通常は不純物としてのものである。
本発明の合金は、本明細書の背景技術の項において説明したもののような公知で現行の市販の高温チタン合金とは異なるものである。耐酸化性、高温強度および抗クリープ性に関して、本発明の合金は市販のＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉの特性よりもずっと優れている。後者の合金はモリブデンの含有量が極めて高い準ベータ型チタン合金であり、従って、ＮｂとＳｎを組み合わせて添加した準アルファ型チタン合金である本発明の合金とは全く異なるものである。
Ｔｉ-６Ａｌ-２．７Ｓｎ-４Ｚｒ-０．４Ｍｏ-０．４Ｓｉは高温強度と抗クリープ性の良好な組み合わせを有する準アルファ型チタン合金であるが、この合金はニオブを含まず、本発明の合金よりも耐酸化性が劣っている。また本発明の合金は米国特許４９０６４３６号および米国特許５４３１８７４号の合金とも異なっていて、これらの特許はハフニウムとタンタルを含む高温チタン合金を開示している。
本発明の合金はまた、次のニオブ含有高温チタン合金とも異なっている。すなわち、本明細書の背景技術の項において言及した米国特許４０８７２９２号、米国特許４７７０７２６号および米国特許６２８４０７１号であり、これらはそれぞれ、ジルコニウムおよび比較的低いレベルのニオブを含むチタン合金を開示している。上で指摘したように、ジルコニウムは高温においてチタンの耐酸化性を著しく劣化させることが見いだされた。さらに、低含有量のニオブと高含有量のジルコニウムを組み合わせて添加すると、高温において非常に深いアルファ相のケースとひどいフレーキングが生じる。
従って、本発明の合金は、スズと高含有量のニオブ（好ましくは３．０〜６．０％）を組み合わせて添加した、ジルコニウムを含まないか、あるいは本質的にジルコニウムを含まないチタン合金として設計される。加えて、本発明の合金は上記の三つの特許の合金よりも良好な耐酸化性を示す。
本発明の合金は準アルファ型チタン合金として設計される。その大部分の母相はチタンの稠密六方アルファ相である。それは元素としてのアルミニウム、スズ、ニオブ、モリブデンおよびケイ素によって強化され、そしてその耐酸化性はニオブとスズを組み合わせて添加することによって改善される。
アルミニウムの含有量は一般に、アルファ相の最大限の強化を得るためと、金属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ）の形成を避けるために、できるだけ高くするべきである。アルミニウムの添加は高温強度と抗クリープ性を改善するのに有効である。この効果を実現するために、少なくとも４．５％のアルミニウムの添加が必要であり、一方、アルミニウムが多すぎると脆いＴｉ３Ａｌ相の形成を招く。従って、アルミニウムの含有量は７．５％以下に制限すべきである。
スズは、ニオブと組み合わせて添加すると、耐酸化性を改善するのに極めて有効な元素である。一般的に言って、スズの含有量が高いほど、耐酸化性は良好になる。スズはまた、アルファ相とベータ相の両方を強化するので、高温強度を改善するのに有効である。耐酸化性と強度を改善するためにはスズを２．０％以上添加するのが好ましい。しかし、スズの含有量が過剰であると脆いＴｉ３Ａｌ相の形成を招く場合があり、また延性と溶接性を低下させる。従って、最大限のスズの含有量は８．０％以下で制御するべきである。
ニオブは、スズと組み合わせて添加することで、耐酸化性を顕著に改善するのに非常に重要な元素である。ニオブとスズを組み合わせて添加すると、合金が高温に加熱されるときに、極めて密集していて薄い、連続した多角形の酸化スケールが生じうる。またニオブを添加すると酸化スケールとチタンの母相の間の熱応力を最小限にすることができ、それにより、高温に長期間晒した後の酸化スケールのフレーキングが解消される。耐酸化性を改善するために１．５％以上のニオブを添加することが好ましいが、しかし、ニオブは弱いベータ相安定剤であり、主にベータ相を強化する。ニオブを大量に添加すると多くのベータ相が導入され、そのため高温強度と抗クリープ性を低下させる。従って、ニオブの上限は６．５％とするべきであり、これにより本発明の合金は１．５〜６．５％のニオブを含み、例えば、２．０、２．５または３．０％から４．５、５．０、５．５、６．０または６．５％までのニオブを含んでいてもよい。一つのサンプルとしての態様において、この合金は２．５〜３．５％または２．７５〜３．２５％のニオブを含んでいてもよい。
耐酸化性と高温強度を改善するために、この合金にタンタルを添加してもよい。タンタルの上限は１．０％とするべきであり、従って、０．０〜１．０重量％の範囲内とする。
モリブデンは強いベータ相安定剤であり、主にベータ相を強化する。少量のモリブデン（０．５％）は、この合金の引張り強さを増大させるだろう。大量のモリブデンは抗クリープ性を低下させるだろう。従って、モリブデンの添加は０．１〜２．５％の範囲内とするべきである。
モリブデンは強いベータ相安定剤であり、主にベータ相を強化する。少量のモリブデン（０．５％）は、この合金の引張り強さを増大させるだろう。大量のモリブデンは抗クリープ性を低下させるだろう。従って、モリブデンの添加は０．１〜２．５％の範囲内とするべきである。
ケイ素は通常、結晶粒界と母相において微細なケイ化チタンを形成する。抗クリープ性を改善するために、この合金にケイ素を添加してもよい。０．１〜０．６％のケイ素の添加は、抗クリープ性に及ぼすケイ素の効果が顕著になる範囲である。
このチタン合金においては酸素の含有量が制御されるのが好ましい。酸素は強いアルファ相安定剤だからである。酸素の含有量が過剰であると、熱に晒した後の延性と破壊靭性が低下する傾向がある。酸素の上限は０．２０％とし、好ましくは０．１２％である。酸素は一般的に０．０８〜０．２０重量％または０．０８〜０．１２重量％の範囲である。この合金における炭素も一般的に０．１０％以下に制御され、通常は０．０２〜０．１０重量％または０．０２〜０．０４重量％の範囲である。
この合金において排除されるのが好ましいか、あるいは強く制限される二つの元素は、ジルコニウムとバナジウムである。これらは耐酸化性を低下させるからである。これらを合わせた上限は０．５重量％以下に制御されるべきである。従って、ジルコニウムとバナジウムのそれぞれの量は好ましくは０．０〜０．５重量％の範囲であるが、しかしまた、ジルコニウムとバナジウムの合計も好ましくは０．０〜０．５重量％の範囲である。
高温強度と抗クリープ性を改善するためには、元素のニッケル、鉄、クロム、銅およびマンガンはこのチタン合金において排除されるか、あるいは強く制限されるべきであり、これらの元素の各々は０．１０重量％以下に制御されるべきであり、そして除去できない元素を全て合わせた含有量は０．３０重量％以下に制御されるべきである。従って、これら五つの元素の各々はこの合金において０．０〜０．１０重量％の範囲であってもよく、好ましくはこれら五つの元素の合計は０．０〜０．３０重量％の範囲である。
元素のハフニウムとレニウムも、このチタン合金において排除されるか、あるいは強く制限される。これらを合わせた上限は０．３重量％以下に制御されるべきである。従って、この合金においてハフニウムとレニウムの各々の量は好ましくは０．０〜０．３重量％の範囲であるが、しかしまた、ハフニウムとレニウムの合計も０．０〜０．３重量％の範囲である。
このチタン合金は一般に、ここでさらに詳しく説明する高温における耐酸化性、強度および抗クリープ性を有するチタン合金を提供するという目的に影響しないか、あるいは最小限にしか影響しない場合を除いて、ここで説明しているもの以外の元素は何も含有しない。
実験用の合金は、最初に２５０グラムのボタンとして溶解され、０．１００インチの厚さの薄板に熱間圧延され、そして熱処理された。チタン合金の耐酸化性と機械的特性に及ぼすＡｌ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＭｏおよびＳｉの影響について検討した。その実験結果に基づいて、拡大される研究のためにＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３ＳｉおよびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの公称組成を有する二つの合金が選択された。プラズマアーク溶解法を用いて四つの７０ｋｇのインゴットが溶解され、次いで、ベータ相の領域において板材に熱間圧延され、次いで、アルファ＋ベータ相の領域において０．１３５×３１．５×１００インチの薄板に熱間圧延された。これらの薄板は様々な温度で熱処理され、それにより次の三つのタイプの微細組織（ミクロ組織）が生成した：二形態（bimodal）Ｉ（１５％の一次アルファ相）、二形態II（３５％の一次アルファ相）、および等軸微細組織（６０％の一次アルファ相）。これらの薄板について、耐酸化性、引張り特性、クリープ破断抵抗性、加熱後の引張り特性、冷間／熱間成形試験、超塑性成形試験、および溶接性の評価を行った。
表１および表５は、チタン合金の様々なサンプルについて、サンプルを実質的に一定の所定の温度において所定の時間にわたって空気に連続して曝露したときに生じた重量増加をｍｇ/ｃｍ２で示す。従って、表１および表５は様々なチタン合金の耐酸化性を示すある測定値を与える。表１は、所定の温度がそれぞれ６５０、７００および７５０℃（それぞれ１２０２、１２９２および１３８２°Ｆ）であった場合の２４、４８、７２、９６、１６０および２０８時間のそれぞれの時間についての、本発明の合金とその他のチタン合金のサンプル間のそのような重量増加の比較を示す。特に、表１におけるその他のチタン合金は、市販の合金であるＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉであり、一方、表１における本発明のチタン合金はＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３ＳｉおよびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉである。
表５は、上に挙げた三つのタイプの微細組織のＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ合金についての同様のそれぞれの温度と時間での重量増加をさらに詳細に示す。表１に示すように、サンプルの本発明の合金は、市販の合金であるＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉよりもずっと大きな耐酸化性を示した。本発明のサンプルの合金の三つのタイプの微細組織のものは、同じ条件において他の合金と比較して比較的わずかな重量増加しか示さなかった。このことは、優れた耐酸化性と様々な機械的特性のレベルの良好な組み合わせを得るための、様々な微細組織の選択を与えるだろう。特定の微細組織とは別に、サンプルの本発明の合金は、当該市販のサンプルの合金よりもずっと良好な耐酸化性を示した。
本発明のチタン合金について試験を行った実施態様において、ｍｇ/ｃｍ２での重量増加は、例えば、合金を約６５０℃の温度において２４時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．０８、０．０９、０．１０、０．１１、０．１２、０．１３、０．１４または０．１５以下であり、合金を約６５０℃の温度において４８時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．１１、０．１２、０．１３、０．１４、０．１５、０．１６、０．１７、０．１８、０．１９または０．２０以下であり、合金を約６５０℃の温度において７２時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．１３、０．１４、０．１５、０．１６、０．１７、０．１８、０．１９、０．２０、０．２１または０．２２以下であり、合金を約６５０℃の温度において９６時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．１４、０．１５、０．１６、０．１７、０．１８、０．１９、０．２０、０．２１、０．２２、０．２３、０．２４または０．２５以下であり、合金を約６５０℃の温度において１６０時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．１８、０．１９、０．２０、０．２１、０．２２、０．２３、０．２４、０．２５、０．２６、０．２７、０．２８、０．２９または０．３０以下であり、合金を約６５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．２０、０．２１、０．２２、０．２３、０．２４、０．２５、０．２６、０．２７、０．２８、０．２９、０．３０、０．３１、０．３２、０．３３、０．３４または０．３５以下であり、合金を約７００℃の温度において２４時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．１７、０．１８、０．１９、０．２０、０．２１、０．２２、０．２３、０．２４、０．２５、０．２６または０．２７以下であり、合金を約７００℃の温度において４８時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．２３、０．２４、０．２５、０．２６、０．２７、０．２８、０．２９、０．３０、０．３１、０．３２、０．３３、０．３４または０．３５以下であり、合金を約７００℃の温度において７２時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．２８、０．２９、０．３０、０．３１、０．３２、０．３３、０．３４、０．３５、０．３６、０．３７、０．３８、０．３９、０．４０、０．４１、０．４２、０．４３、０．４４または０．４５以下であり、合金を約７００℃の温度において９６時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．３２、０．３３、０．３４、０．３５、０．３６、０．３７、０．３８、０．３９、０．４０、０．４１、０．４２、０．４３、０．４４、０．４５、０．４６、０．４７、０．４８、０．４９または０．５０以下であり、合金を約７００℃の温度において１６０時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．４２、０．４３、０．４４、０．４５、０．４６、０．４７、０．４８、０．４９、０．５０、０．５１、０．５２、０．５３、０．５４、０．５５、０．５６、０．５７、０．５８、０．５９または０．６０以下であり、合金を約７００℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．４７、０．４８、０．４９、０．５０、０．５１、０．５２、０．５３、０．５４、０．５５、０．５６、０．５７、０．５８、０．５９、０．６０、０．６１、０．６２、０．６３、０．６４、０．６５、０．６６、０．６７、０．６８、０．６９、０．７０、０．７１、０．７２、０．７３、０．７４、０．７５、０．７６、０．７７、０．７８、０．７９または０．８０以下であり、合金を約７５０℃の温度において２４時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．３５、０．３６、０．３７、０．３８、０．３９、０．４０、０．４１、０．４２、０．４３、０．４４、０．４５、０．４６、０．４７、０．４８、０．４９、０．５０、０．５１、０．５２、０．５３、０．５４、０．５５、０．５６、０．５７、０．５８、０．５９または０．６０以下であり、合金を約７５０℃の温度において４８時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．４９、０．５０、０．５１、０．５２、０．５３、０．５４、０．５５、０．５６、０．５７、０．５８、０．５９、０．６０、０．６１、０．６２、０．６３、０．６４、０．６５、０．６６、０．６７、０．６８、０．６９または０．７０、０．７１、０．７２、０．７３、０．７４、０．７５、０．７６、０．７７、０．７８、０．７９または０．８０以下であり、合金を約７５０℃の温度において９６時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．７２、０．７３、０．７４、０．７５、０．７６、０．７７、０．７８、０．７９、０．８０、０．８１、０．８２、０．８３、０．８４、０．８５、０．８６、０．８７、０．８８、０．８９、０．９０、０．９１、０．９２、０．９３、０．９４、０．９５、０．９６、０．９７、０．９８、０．９９、１．００、１．０１、１．０２、１．０３、１．０４、１．０５、１．０６、１．０７、１．０８、１．０９、１．１０、１．１１、１．１２、１．１３、１．１４、１．１５、１．１６、１．１７、１．１８、１．１９または１．２０以下であり、合金を約７５０℃の温度において１６０時間にわたって空気中に連続して置いた後に０．９５、０．９６、０．９７、０．９８、０．９９、１．００、１．０１、１．０２、１．０３、１．０４、１．０５、１．０６、１．０７、１．０８、１．０９、１．１０、１．１１、１．１２、１．１３、１．１４、１．１５、１．１６、１．１７、１．１８、１．１９、１．２０、１．２１、１．２２、１．２３、１．２４、１．２５、１．２６、１．２７、１．２８、１．２９、１．３０、１．３１、１．３２、１．３３、１．３４、１．３５、１．３６、１．３７、１．３８、１．３９、１．４０、１．４１、１．４２、１．４３、１．４４、１．４５、１．４６、１．４７、１．４８、１．４９または１．５０以下であり、そして合金を約７５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に１．１２、１．１３、１．１４、１．１５、１．１６、１．１７、１．１８、１．１９、１．２０、１．２１、１．２２、１．２３、１．２４、１．２５、１．２６、１．２７、１．２８、１．２９、１．３０、１．３１、１．３２、１．３３、１．３４、１．３５、１．３６、１．３７、１．３８、１．３９、１．４０、１．４１、１．４２、１．４３、１．４４、１．４５、１．４６、１．４７、１．４８、１．４９、１．５０、１．５１、１．５２、１．５３、１．５４、１．５５、１．５６、１．５７、１．５８、１．５９、１．６０、１．６１、１．６２、１．６３、１．６４、１．６５、１．６６、１．６７、１．６８、１．６９、１．７０または２．００以下であった。
表４は様々な合金について特定の酸化試験を行った後の重量増加とアルファ相のケースの深さを示す。より詳細には、本発明のサンプルとしての合金であるＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-６Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｄ）は、この合金を約７５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後にミクロンすなわちマイクロメートル（μｍ）で約８０、８５、９０、９５または１００以下のアルファ相のケースの深さを有し、そしてこの合金を約６５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に約４０、４５、５０または５５以下のアルファ相のケースの深さを有する。さらに、本発明のサンプルとしての合金であるＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉ（図４ｅ）は、この合金を約７５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に約７０、７５、８０、８５、９０、９５または１００以下のアルファ相のケースの深さを有し、そしてこの合金を約６５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に約２０、２５、３０、３５、４０、４５、５０または５５以下のアルファ相のケースの深さを有する。
表２と表６はチタン合金の様々なサンプルの引張り特性、すなわち、引張り強さ、降伏強さおよび伸び率（伸び率パーセント）を示す。表２は約２５、２００、４００、６００、６５０、７００および７５０℃（それぞれ約７７、３９２、７５２、１１１２、１２０２、１２９２および１３８２°Ｆ）における本発明の合金のサンプルとその他のチタン合金のサンプルとの間の引張り特性の比較を与える。特に、表２におけるその他のチタン合金とは、市販の合金であるＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉであり、一方、表２における本発明のチタン合金はＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３ＳｉおよびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉである。表６は、本発明のサンプルの合金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの上に挙げた三つの微細組織のものについての、同じ温度での縦方向と横方向の両方における引張り特性を示す。
本発明のチタン合金の試験を行った実施態様のものは、メガパスカル（ＭＰａ）で測定して、約２５℃の温度において少なくとも１１００、１１１０、１１２０、１１３０、１１４０、１１５０、１１６０、１１７０、１１８０、１１９０、１２００、１２１０、１２２０または１２３０の引張り強さ（ＵＴＳ）を有し、約２００℃の温度において少なくとも８８０、８９０、９００、９１０、９２０、９３０、９４０、９５０、９６０、９７０、９８０、９９０、１０００、１０１０、１０２０、１０３０または１０４０の引張り強さを有し、約４００℃の温度において少なくとも７６０、７７０、７８０、７９０、８００、８１０、８２０、８３０、８４０、８５０、８６０、８７０、８８０、８９０、９００または９１０の引張り強さを有し、約６００℃の温度において少なくとも５９０、６００、６１０、６２０、６３０、６４０、６５０、６６０、６７０、６８０、６９０、７００または７１０の引張り強さを有し、約６５０℃の温度において少なくとも４８０、４９０、５００、５１０、５２０、５３０、５４０、５５０、５６０、５７０、５８０、５９０、６００、６１０または６２０の引張り強さを有し、約７００℃の温度において少なくとも３８０、３９０、４００、４１０、４２０、４３０、４４０、４５０、４６０、４７０、４８０、４９０、５００、５１０または５２０の引張り強さを有し、そして約７５０℃の温度において少なくとも２６０、２７０、２８０、２９０、３００、３１０、３２０、３３０、３４０、３５０、３６０、３７０、３８０、３９０または４００の引張り強さを有する。
本発明のチタン合金の試験を行った実施態様のものは、ＭＰａで測定して、約２５℃の温度において少なくとも１０００、１０１０、１０２０、１０３０、１０４０、１０５０、１０６０、１０７０、１０８０、１０９０、１１００、１１１０、１１２０、１１３０、１１４０、１１５０、１１６０または１１７０の降伏強さ（ＹＳ）を有し、約２００℃の温度において少なくとも７５０、７６０、７７０、７８０、７９０、８００、８１０、８２０、８３０、８４０、８５０、８６０、８７０、８８０、８９０または９００の降伏強さを有し、約４００℃の温度において少なくとも６００、６１０、６２０、６３０、６４０、６５０、６６０、６７０、６８０、６９０、７００、７１０、７２０、７３０、７４０、７５０、７６０または７７０または７８０の降伏強さを有し、約６００℃の温度において少なくとも４６０、４７０、４８０、４９０、５００、５１０、５２０、５３０、５４０または５５０の降伏強さを有し、約６５０℃の温度において少なくとも３７０、３８０、３９０、４００、４１０、４２０、４３０、４４０、４５０、４６０、４７０または４８０の降伏強さを有し、約７００℃の温度において少なくとも２５０、２６０、２７０、２８０、２９０、３００、３１０、３２０、３３０、３４０、３５０または３６０の降伏強さを有し、そして約７５０℃の温度において少なくとも１５０、１６０、１７０、１８０、１９０、２００、２１０、２２０、２３０、２４０、２５０、２６０または２７０の降伏強さを有する。
表３と表７は様々なチタン合金のクリープ破断特性を示す。表３は、本発明のサンプルとしてのチタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３ＳｉおよびＴｉ-６Ａｌ-６Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの６５０℃および１３８ＭＰａにおけるクリープ破断までの時間は、市販の合金であるＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉよりもずっと大きいことを示している。表７は、本発明のサンプルとしてのチタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉについて、縦方向において、上で言及した二形態Ｉの微細組織についてのクリープ破断までの時間は６００℃および１７３ＭＰａにおいて少なくとも約９０、９５または１００時間であり、６５０℃および１３８ＭＰａにおいて少なくとも約９０、９５または１００時間であり、７００℃および１０４ＭＰａにおいて少なくとも約３０、３５、４０または４５時間であり、そして７５０℃および６９ＭＰａにおいて少なくとも１０、１５、２０または２５時間であることを示している。表７はまた、本発明のサンプルとしてのチタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉについて、縦方向において、上で言及した二形態IIの微細組織についてのクリープ破断までの時間は６００℃および１７３ＭＰａにおいて少なくとも約９０、９５または１００時間であり、６５０℃および１３８ＭＰａにおいて少なくとも約５０、５５、６０、６５、７０または７５時間であり、７００℃および１０４ＭＰａにおいて少なくとも約５または１０時間であり、そして７５０℃および６９ＭＰａにおいて少なくとも５、１０または１５時間であることを示している。表７はさらに、本発明のサンプルとしてのチタン合金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉについて、縦方向において、上で言及した等軸微細組織についてのクリープ破断までの時間は６５０℃および１３８ＭＰａにおいて少なくとも約５、１０、１５または２０時間であることを示している。
本発明の合金は目標とする微細組織を得るために熱処理して、それにより少なくとも７５０℃までの高温において高強度と良好なクリープ破断特性を最適にし、また良好な延性を保持することができる。溶体化処理温度を高めると、一次アルファ相の体積分率は低下し、それにより高温での高強度と高い抗クリープ性がもたらされる。
特定の用途において、本発明の合金は高温において長い使用期間にわたって変形に対する抵抗性を保持することが重要であろうし、またこの合金は持続的に熱に晒した後に室温での十分な延性を保持することも重要であろう。これは、熱曝露後安定性と呼ばれる。表８は、６５０、７００および７５０℃において１００時間にわたって熱に晒した後のＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温（約２５℃）での引張り特性を証明している。サンプルが引張り試験に供される前に酸化スケールは除去された。本発明の合金は優れた室温での延性と強度を示し、この合金は有害で脆い相を析出することなく良好な熱曝露後安定性を有することを示す。
室温（約２５℃）での引張り特性に及ぼす酸化スケールの影響について、表９に示す。６５０、７００および７５０℃において１００時間にわたって熱に晒した後の、全てが酸化スケールを伴う引張りサンプルを試験に供した。明らかに、この合金は良好な室温強度と十分な延性すなわち２〜４％の伸び率を示す。特に注目すべきことは、７５０℃という高温において１００時間にわたって熱に晒した後の本発明のサンプルとしてのチタン合金の室温引張り延性すなわち伸び率である。それに対して、市販のＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉの合金は、７５０℃という高温においてひどい酸化スケールのフレーキングを示し、従って、引張り延性は得られなかった、すなわち、これらの材料は非常に脆くて降伏強度は得られなかった。
表８を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温（約２５℃）での引張り強さ（ＵＴＳ）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１００、１１１０、１１２０、１１３０、１１４０または１１５０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１００、１１１０、１１２０、１１３０または１１４０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０５０、１０６０、１０７０、１０８０または１０９０ＭＰａである。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＵＴＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０７０、１０８０、１０９０、１１００、１１１０または１１２０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０８０、１０９０、１１００、１１１０または１１２０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０５０、１０６０、１０７０、１０８０または１０９０ＭＰａである。上で言及した等軸微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＵＴＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１７０、１１８０、１１９０、１２００、１２１０または１２２０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１００、１１１０、１１２０、１１３０、１１４０または１１５０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１００、１１１０、１１２０、１１３０、１１４０、１１５０、１１６０または１１７０ＭＰａである。
続けて表８を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での降伏強さ（ＹＳ）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０または１０８０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０００、１０１０、１０２０、１０３０、１０４０、１０５０、１０６０または１０７０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約９７０、９８０、９９０、１０００または１０１０ＭＰａである。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＹＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０または１０８０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０００、１０１０、１０２０、１０３０、１０４０、１０５０または１０６０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約９８０、９９０、１０００、１０１０または１０２０ＭＰａである。上で言及した等軸微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＹＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１１３０、１１４０、１１５０、１１６０、１１７０または１１８０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０、１０８０、１０９０または１１００ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０５０、１０６０、１０７０、１０８０、１０９０、１１００または１１１０ＭＰａである。
続けて表８を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での伸び率（Ｅｌ．％）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３または１４であり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３または１４であり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３または１４である。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での伸び率は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３、１４または１５であり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３または１４であり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約１０、１１、１２、１３、１４または１５である。上で言及した等軸微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での伸び率は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約７、８、９、１０または１１であり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約７、８、９、１０または１１であり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、酸化スケールを除去した状態で少なくとも約７、８、９、１０、１１または１２である。
表９を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温（約２５℃）での引張り強さ（ＵＴＳ）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０９０、１１００、１１１０、１１２０、１１３０または１１４０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０８０、１０９０、１１００、１１１０または１１２０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０２０、１０３０、１０４０、１０５０または１０６０ＭＰａである。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＵＴＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０７０、１０８０、１０９０、１１００、１１１０、１１２０または１１３０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０または１０８０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０００、１０１０、１０２０、１０３０、１０４０または１０５０ＭＰａである。
続けて表９を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での降伏強さ（ＹＳ）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０、１０８０、１０９０または１１００ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０００、１０１０、１０２０、１０３０、１０４０、１０５０、１０６０または１０７０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約９７０、９８０、９９０、１０００または１０１０ＭＰａである。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温でのＹＳは、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１０４０、１０５０、１０６０、１０７０、１０８０または１０９０ＭＰａであり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約９９０、１０００、１０１０、１０２０または１０３０ＭＰａであり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約９７０、９８０、９９０、１０００または１０１０ＭＰａである。
続けて表９を全体として参照すると、上で言及した二形態Ｉの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での伸び率（Ｅｌ．％）は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２または３であり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２、または３であり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２または３である。上で言及した二形態IIの微細組織を有するＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの室温での伸び率は、約６５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２または３であり、約７００℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２、３または４であり、そして約７５０℃において１００時間にわたって連続して熱に晒した後に、試験サンプル上に酸化スケールが残った状態で少なくとも約１、２または３である。
本発明の合金は室温または高温において高度に成形性である（冷間成形性および熱間成形性）。表１０はＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの二重曲げ試験のデータを示す。準アルファ相合金として、本発明の合金は２．６、２．７、２．８、２．９、３．０、３．１、３．２、３．３、３．４、３．５、３．６、３．７、３．８、３．９または４．０の半径／厚さ比率で冷間成形することができ、これは明らかにＴｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１Ｓｉで必要となる半径／厚さ比率である４．５よりも小さい。表１１は、約７８０℃〜約９３０℃の高温におけるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの高速ひずみ速度引張りの結果を示す。本発明の合金は良好な熱間成形性、高温における極めて高い延性または伸び率（約９０〜２３０％の伸び）および十分に低い流動応力を示す。
本発明の合金はまた、超塑性成形法（ＳＰＦ）を用いて複雑な形状の部品に形成することもできる。表１２は、９２５〜９７０℃の温度範囲において３×１０−４/秒のひずみ速度におけるＴｉ-６Ａｌ-４Ｓｎ-３Ｎｂ-０．５Ｍｏ-０．３Ｓｉの超塑性成形特性を示す。本発明の合金は、ＳＰＦ成形について３４０〜４６０％の伸びと十分に低い流動応力を示す。この試験はまた、本発明の合金は準アルファ相チタン合金であるために溶接可能なチタン合金であることも証明している。
上に提示したデータからわかるように、本発明は少なくとも７５０℃までの高温において用いることのできる高温耐酸化性チタン合金を提供する。この合金は、Ｔｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０．１ＳｉおよびＴｉ-１５Ｍｏ-３Ｎｂ-３Ａｌ-０．３Ｓｉのような市販の合金と比較して、高温でのより高い強度のみならず、ずっと大きな耐酸化性も有していて、そしてこの合金は、高温での優れた耐酸化性、高強度および抗クリープ性の良好な組み合わせ、および良好な熱曝露後安定性を示す。さらに、この合金は、冷間成形、熱間成形、超塑性成形、および溶接技術を用いて部品に製造することができる。
本発明の合金のこれらの特性と性能は、合金の化学組成の厳密な制御によって達成される。特に、ニオブとスズを組み合わせた添加量は所定の範囲内に維持されるべきである。特性の良好な組み合わせを得るために、アルミニウム、モリブデン、ケイ素および酸素も所定の範囲内で制御されるべきである。ジルコニウム、鉄、ニッケルおよびクロムのような不純物はかなり低いレベルに維持されるべきである。
表２、６、８および９に示す室温（約２５℃）での引張り試験はＡＳＴＭＥ８-１１（金属材料の張力試験のための標準的な試験法）に従って行われ、表２、６、８および９に示す高温引張り試験はＡＳＴＭ Ｅ２１-０９（金属材料の高温張力試験のための標準的な試験法）に従って行われ、表１１に示す熱間成形特性試験はＡＳＴＭＥ２１-０９に従って行われ、表３および７に示すクリープ破断試験はＡＳＴＭ １３９-１１（金属材料のクリープ試験、クリープ破断試験および応力破断試験を行うための標準的な試験法）に従って行われ、表１０に示す二重曲げ試験はＡＳＴＭＥ２９０-０９（延性についての材料の曲げ試験のための標準的な試験法）に従って行われ、表１２に示す超塑性成形試験はＡＳＴＭ Ｅ２４４８-０８（金属の薄片材料の超塑性特性を測定するための標準的な試験法）に従って行われ、重量増加とアルファ相のケース深さに関する酸化試験（表１、４および５）において用いられたサンプルはおよそ２ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍであった。
概して言えば、本発明のチタン合金は少なくとも６００、６５０、７００および７５０℃の高温での優れた耐酸化性、高強度および抗クリープ性、さらには良好な冷間成形性と熱間成形性、良好な超塑性成形特性および良好な溶接性を有する。これらのチタン合金は耐酸化性、耐食性、高温における高強度および軽量性が要求される構造部品（例えば、航空機の機体部品（遮熱材、プラグノズルなど）、航空機エンジン部品（ケーシング、ブレードおよびベーン）および自動車部品（バルブ））のために用いることができる。
本発明の合金は様々な構成部品、製品またはパーツ、特に高温における高強度が要求されるものを形成するために用いることができる。本発明の合金は６５０、７００または７５０℃といった高温において極めて有用であるが、この合金は６００℃（１１１２°Ｆ）あるいはもっと低い温度のような、ある程度低い温度においてもかなりの利益を提供するであろう。すなわち、他のチタン合金はそのような低い温度において用いるのに十分に適しているかもしれないが、本発明のチタン合金は、少なくとも一部は上で説明した特性により、これらの温度においてかなりの利益を提供する。
図５〜８は本発明のチタン合金で形成することのできる部品の幾つかを例示している。図５を参照すると、胴体２、翼４およびそれぞれのパイロン８によって航空機の翼４に取り付けられたガスタービンエンジン６を有する航空機１が示されている。図６は、パイロン８が翼４に固定されていて、そしてそこから下方と前方に延びていて、また航空機のエンジン６がパイロン８に固定されていて、そしてそこから下方に延びていることを示している。より詳細には、パイロン８は前方部分１０と後方部分すなわち尾部１２を有し、このとき、後方部分１２の最上部が翼４の底部に固定されていて、前方部分１０の底部がエンジン６の最上部に固定されている。一般に、エンジン６の多くのエンジン部品またはパイロン８のパイロン構成要素を、本発明の合金（これには以下で詳説するものが含まれるが、しかしそれらには限定されない）から形成することができる。
エンジン６に含まれるものは、空気取入れ口１６を画定している前方端を有するナセル１４、エンジンケーシング１８、圧縮機部分２０（これには、低圧回転圧縮機ブレード２４を有する低圧圧縮機２２および高圧回転圧縮機ブレード２８を有する高圧圧縮機２６、静止翼（または固定翼）またはベーン３０、圧縮室３２、回転タービンブレード３８を伴うタービン３６を有するタービン部分３４、排気ノズルまたはノズルアセンブリ４０と排気プラグ４２を含む排気系が含まれる）および様々な締結具（例えば、高温締結具）である。ベーン３０は圧縮機部分２０および／またはタービン部分３４に設けることができる。尾部のパイロン８は、パイロン８の底部に沿う遮熱材４４および様々な締結具を含めた様々な尾部パイロン構成部品を有する。４４で示されるタイプの遮熱材の典型としての一つの遮熱材は米国特許７９４３２２７号に開示されていて、その開示は参考文献として本明細書に取り込まれる。別のそのような遮熱材（尾部パイロンフェアリングとも称される）は米国特許出願公開２０１１／０１５５８４７号に開示されていて、その開示も参考文献として本明細書に取り込まれる。
エンジン６および／またはパイロン８の締結具または締結具の構成部品は、図７で例示する締結具および／または締結具の構成部品によって代表され、ここでは特に、ボルト４６、ねじ込みナット４８および座金５０の形でのねじ込み締結具が示されている。図７において示される締結具または締結具の構成部品は単純化されていて一般的なものであり、周知の締結具および締結具の構成部品の多数の他のタイプのものを代表していることが意図されている。このような締結具または構成部品は、例えば、航空機のエンジンにおいて、あるいはさらに一般的には航空機において用いることができる。このような締結具または構成部品は、他のタイプのエンジン（例えば、自動車またはその他の乗り物または他の目的において用いられる内燃機関）のような様々な高温環境において用いることもできる。本発明のチタン合金で形成された締結具または構成部品は、もっと低温の環境の中で用いてもよいが、しかしそれらは、前に説明した温度のような高温の環境において高強度の締結具を提供するのに特に有用である。
周知のように、航空機のエンジン６は燃料を動力とするエンジンの一形態であり、これは運転中にかなりの量の熱を生み出す。エンジン６は航空機のガスタービンエンジンとして例示されているが、それは、何らかの内燃機関（例えば自動車のエンジンのような往復機関）のような他のタイプの燃料動力エンジンを表すものであってもよい。従って、本発明のチタン合金はそのような燃料動力エンジンの構成要素を形成するために用いることができ、そして、より酸化を受けやすい比較的高温の部品または構成要素のために特に有用である。
図８は自動車のエンジンバルブ５２の形での一つのそのような構成部品を示していて、これは、ステム５４、フィレット５６およびバルブヘッド５８を含む。フィレット５６は、バルブヘッド５８からステム５４に向かって内側に凹状になるように先細になっている。ステム５４はヘッド５８の反対側の先端６０において終わっている。先端６０に隣接するステム５４の部分は、エンジンのバルブスプリングのための保持具を収容するための留め溝６２を画定している。ヘッド５８は、エンジンのバルブシートを着座させるように形成したバルブシート面６４を有する。バルブ５２のようなエンジンのポペット弁は米国特許６７１８９３２号に開示されていて、その開示は参考文献として本明細書に取り込まれる。
上で述べたように、例えばガスタービンエンジンまたは往復エンジンまたは任意の燃料動力エンジンで代表されるエンジン６は、本発明の合金のうちの一つから成る部品を含む機械で広く代表されるものであってもよく、その機械を運転するときに熱が生成するとき、その部品は少なくとも６００、６５０、７００または７５０℃の運転温度において、この温度が２４時間、４８時間などの時間維持されることに関して本明細書で提示されている関連する表において言及した時間のような、少なくとも１/２時間、１時間、２時間、３時間、４時間、５時間、６時間、７時間、８時間、９時間、１０時間、あるいはそれ以上の時間にわたって、連続して維持される。その機械は、部品が上で述べた時間にわたってこれらの温度に達するように運転され、このとき必ずしも連続したやり方ではなくむしろ断続するやり方で運転され、そしてその断続する時間の合計時間が、例えば上で述べたいずれかの特定の時間と等しくなってもよい。いずれの場合であっても、連続的でも断続的でも、部品は概ね空気中でそれらの温度に晒され、そのような高温において酸化するまでの合計の曝露時間は同様の時間になるであろう。
出願人は、例えば、（これらには限定されないが）本発明の合金を構成する元素のパーセント、挙げられた温度と時間、重量増加の量、アルファ相のケースの深さ、伸びの程度などを含めた、ここで説明された任意の増大する値において、本発明の合金、その合金で形成された部品、または関連する方法を権利請求することを留保する。
以上の説明において、簡潔、明瞭および理解のし易さを求めて特定の用語が用いられた。それらの用語は記述上の目的のために用いられ、そして広く解釈されることが意図されているのであるから、先行技術が要求するものを超えた不必要な限定はそこには含まれるべきでない。
さらに、本発明の好ましい態様についての記述と例証は例としてのものであり、従って、本発明は提示または記述された詳細そのものだけには限定されない。
１ 航空機、 ２ 胴体、 ４ 翼、 ６ ガスタービンエンジン、 ８ パイロン、 １０ パイロンの前方部分、 １２ パイロンの後方部分、 １４ ナセル、 １６ 空気取入れ口、 １８ エンジンケーシング、 ２０ 圧縮機部分、 ２２ 低圧圧縮機、 ２４ 低圧回転圧縮機ブレード、 ２６ 高圧圧縮機、 ２８ 高圧回転圧縮機ブレード、 ３０ ベーン、 ３２ 圧縮室、 ３４ タービン部分、 ３６ タービン、 ３８ 回転タービンブレード、 ４０ 排気ノズル、 ４２ 排気プラグ、 ４４ 遮熱材、 ４６ ボルト、 ４８ ねじ込みナット、 ５０ 座金、 ５２ エンジンバルブ、 ５４ ステム、 ５６ フィレット、 ５８ バルブヘッド、 ６０ 先端、 ６２ 留め溝、 ６４ バルブシート面。
Claims (20)
- ４．５〜７．５重量％のアルミニウム、
２．０〜８．０重量％のスズ、
１．５〜６．５重量％のニオブ、
０．１〜２．５重量％のモリブデン、
０．１〜０．６重量％のケイ素、および
残部のチタン、
から本質的に成る高温チタン合金。 - アルミニウムは５．５〜６．５重量％であり、スズは３．５〜４．５重量％であり、ニオブは２．７５〜３．２５重量％であり、モリブデンは０．５〜０．８重量％であり、ケイ素は０．３０〜０．４５重量％であり、酸素は０．０８〜０．１２重量％であり、炭素は０．０２〜０．０４重量％であり、そしてジルコニウム、鉄、ニッケルおよびクロムはそれぞれ０．１重量％未満である、請求項１に記載の合金。
- 合金は０．２０％以下の酸素および０．１０％以下の炭素を含む、請求項１に記載の合金。
- 合金はジルコニウムとバナジウムを合計で０．０〜０．５重量％の範囲で含む、請求項１に記載の合金。
- 合金はニッケル、鉄、クロム、銅およびマンガンをそれぞれ０．１０重量％以下含む、請求項１に記載の合金。
- 合金はハフニウムとレニウムを合計で０．０〜０．３重量％の範囲で含む、請求項１に記載の合金。
- 合金は約７５０℃の温度において少なくとも２６０の引張り強さを有する、請求項１に記載の合金。
- 合金は約７５０℃の温度において少なくとも１５０の降伏強さを有する、請求項１に記載の合金。
- 合金は、この合金を約７５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に２．００ｍｇ/ｃｍ２以下の重量増加を有する、請求項１に記載の合金。
- 合金は、この合金を約７５０℃の温度において２０８時間にわたって空気中に連続して置いた後に約１００ミクロン以下のアルファ相のケースの深さを有する、請求項１に記載の合金。
- 合金は、空気中で１００時間にわたって７５０℃の温度に晒した後に、約２５℃の温度において少なくとも２％の伸び率を有する、請求項１に記載の合金。
- 合金は航空機のエンジンの構成部品として形成される、請求項１に記載の合金。
- 航空機のエンジンの構成部品は、航空機のエンジンのナセル、航空機のエンジンのケーシング、航空機のエンジンの回転圧縮機のブレード、航空機のエンジンの固定子ベーン、航空機のエンジンの回転タービンのブレード、航空機のエンジンの排気ノズル、航空機のエンジンの排気プラグ、および航空機のエンジンの締結具のうちの一つの少なくとも一部を含む、請求項１２に記載の合金。
- 合金は航空機のエンジンのパイロンの遮熱材の少なくとも一部として形成される、請求項１に記載の合金。
- 合金は内燃機関の構成部品として形成される、請求項１に記載の合金。
- 内燃機関の構成部品はバルブである、請求項１５に記載の合金。
- 合金はガスタービンエンジンの構成部品として形成される、請求項１に記載の合金。
- 合金は少なくとも約６００℃の使用温度を有する構成部品として形成される、請求項１に記載の合金。
- ４．５〜７．５重量％のアルミニウム、
２．０〜８．０重量％のスズ、
１．５〜６．５重量％のニオブ、
０．１〜２．５重量％のモリブデン、
０．１〜０．６重量％のケイ素、
合計で０．０〜０．５重量％の範囲のジルコニウムとバナジウム、および
残部のチタン、
を含む高温チタン合金。 - 重量で４．５〜７．５％のアルミニウム、２．０〜８．０％のスズ、１．５〜６．５％のニオブ、０．１〜２．５％のモリブデン、０．１〜０．６％のケイ素、および残部のチタンから本質的に成るチタン合金で形成された構成部品を用意する工程、およびこの構成部品が少なくとも６００℃の温度において少なくとも１／２時間にわたって連続的に維持されるように、この構成部品を含む機械を運転する工程、を含む方法。
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