JP2644027B2 - チタン合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、規則正しい（ordered）金属間化合物Ti₃Al
をベースとするか又はそれを含む、高温が適用される使
用に適した特性を有するチタン合金に係わる。特に、本
発明は、それだけに限定されるわけではないが、ガスタ
ービンエンジンのコンプレッサー部の構成要素として使
用するための材料に向けられる。

チタンをベースとする合金は、その重量比強度が鋼の
ような他の使用可能な材料を上回るという利点の故に、
コンプレッサー部の材料として著しく使用されてきた。
しかし、従来のチタンベースのタイプの既存の市販チタ
ン合金は、耐クリープ性及び耐酸化性に関して、制限さ
れた温度許容範囲を有する。これら制限のために、通常
のチタン合金の使用は、その構成要素が540℃を著しく
越える温度を受けることのないコンプレッサーの低圧力
段に制限される。コンプレッサーのより高圧の段の中で
は、鉄又はニッケルをベースとする超合金のような耐火
性のより高い材料が、それらのもたらす重量的な不利益
にもかかわらず使用される。鉄又はニッケルをベースと
する超合金から成る構成要素を取り除くことによって重
量を軽減するために、「オールチタン」コンプレッサー
を求める工業的な要求がある。またエンジンの総体的な
効率を改善するためにコンプレッサーの圧力比を増加さ
せる要求も存在し、このことはコンプレッサー部の構成
要素に対してより高い温度負荷を負わせることになろ
う。

通常のチタン合金は、純粋チタンに見出される２つの
相の一つから成るか、又はその２つの相の混合から成る
マトリックスを基礎とする。これらの相は、より低温の
相であり且つ六方最密（hcp）構造であるα相と、体心
立方（bcc）構造のβ相である。β相は転移温度（trans
us temperature）882℃から融点まで安定している。合
金添加物はαからβへの転移が生じる温度を変化させ
る。幾つかの元素がβ転移温度を低下させ、これらの元
素はβスタビライザーと呼ばれる。β転移温度を上昇さ
せる他の元素はαスタビライザーと呼ばれる。合金は普
通は、室温におけるその優勢な微細構造並びにその合金
成分の性質及び特性に関して、αタイプの合金、βタイ
プの合金、並びにα＋βタイプの合金に区分される。α
グループは近α合金と呼ばれる合金をも含む。

本題から逸れるが、本発明を定義し及び説明する上
で、本文書では主に原子百分率法が使用され、この率で
与えられる組成は「at％」で示されるということを、こ
こで説明しておく。工業上の習慣では、重量百分率法で
組成を特定することが常套的であるが、重量百分率法は
本文書では、出典資料において重量で明示された従来技
術の合金を参照する場合に用いられる。重量によって特
定された組成は「重量％」で示される。

IMI829は、高温特性に関してクリープ強さ及び耐酸化
性の点で最も優れた、既存のガスタービンエンジン用チ
タン合金を代表する工業用合金である（IMI829はIMI T
itaniumの商標である）。この近α合金は、Ti−5.5Al−
3.5Sn−3Zr−1Nb−0.25Mo−0.3Si（at％）の公称組成を
有する。この合金の特性は、本明細書の様々な箇所で比
較のための基準として使用される。この合金は、高温酸
化のために及び疲労特性に対するその有害な作用のため
に、550℃以上の温度に曝される必要のない応用にのみ
限定される。

この既存のチタンベース合金に使用される合金化元素
の１つはアルミニウムであり、これはαスタビライザー
である。アルミニウムが適切な比率でチタンに加えられ
るならば、規則正しい金属間化合物Ti₃Alが形成され
る。これはα_２相と呼ばれ、規則正しいhcp構造を有す
る。この既存の合金では、マトリックス材料によって示
される延性等に関してα_２相がその脆化とみなされるが
故に、アルミニウム含量は、実験的規則に基づいて、α
_２相が生じ始めるレベルを下回るレベルに制限される。
しかし、Ti₃Alの特性は、改善された高温特性を有する
種類のチタン合金のために使用可能なベースとして、こ
こ数年の間、注目を集めてきた。α_２相は、良好な耐ク
リープ性及び耐酸化性と組み合わされた、特に高い剛性
（stiffness）を有することが知られている。アルミニ
ウムはチタンよりも比重が低く、従って、高いアルミニ
ウム含量はその結果としての比重の減少という利点によ
って魅力的である。しかし、α_２ベース合金系を研究す
る技術的文献に多くの言及があるにもかかわらず、そう
した合金で多少とも工業生産されていることが知られて
いるのはTimet Corporation（USA）によって生産されて
いるものただ１つである。この合金については本明細書
の中で後述する。一般的に、他のα_２合金は低温度（外
界温度又はそれにより高い温度）において延性の不足と
いう欠点を有し、及び従来のチタン合金に比べて相対的
に高い比重を有している。

Ti₃Alベース合金の分野の初期の研究は、1960年代に
出版された幾つかの報告書の中でMcAndrews他によって
報告されている。これらの合金はTi−Al−Nb系をベース
とし、三成分合金並びにHf、Zr、Ｃ及びＢを添加した合
金に対して試験が行われた。試験された合金は、7.5〜1
7.5重量％のAl含量及び15〜35重量％のNb含量をその範
囲に含むものであったが、その各々の組合せは試験範囲
内に全く含まなかった。その報告は、Hf及びZrと混合し
た、Nb及びAl含量の高い合金が最も有望であると結論付
けた。

米国特許第3411901号（米国特許第1041701号）には、
Nb含量がAl含量の（重量で）8/7±５％で、10〜30重量
％のAl及びNbを含むチタンベース合金が開示されてい
る。Si（２重量％まで）が、高温強度及び耐酸化性を強
化するための有用な添加物として開示されている。少量
のHz、Zr又はSnが加工性及び高温強度の改善のために含
まれることが可能である。上記のような特許明細書の中
では、これらの合金の微細構造に関して示された唯一の
解説は前記米国特許の中で与えられているが、その合金
がα−βタイプである前記英国特許ではこの解説は与え
られていない。我々の知る限りでは、これらの特許明細
書は請求範囲内の合金によって得られる特性に関して僅
かしか情報を提供せず、又、これらの合金が工業的規模
で実際に生産されているとしても、これらの合金が工業
的に受け入れられる様子は全くない。

英国特許第2060693A号（United Technologies Corpor
ation）には、一連のTi₃Alベース合金が開示される。そ
の発明の特許請求の範囲は、Tiベース−24〜27Al−11〜
16Nb（at％）であり、その好ましい範囲は、Tiベース−
24.5〜26Al−12〜15Nb（at％）である。これらの組成物
は重量％で表される時には、広い範囲については、Tiベ
ース−13.5〜14.7Al−21.4〜30Nbに、好ましい範囲につ
いてはTiベース−13.7〜14.5Al−23.2〜28.3Nbにほぼ該
当する。アルミニウム含量がより低い２つの比較用組成
物が開示され、これらはTi−22Al−10Nb及びTi−22Al−
5Nb（at％）である。前記文書では、アルミニウム含量
が特に重要視される。その中で「延性及びクリープ強さ
は、非常に狭い範囲内のアルミニウム含量に亘って互い
に逆比例的に変化し、従って、アルミニウム含量が非常
に重要であることが見出される」と述べられている。ア
ルミニウム含量についての最小数値24at％は、室温時の
特性に対するアルミニウム含量の増加による著しく不利
な作用にも係わらず、（その請求範囲内のトレンドデー
タ及び22at％アルミニウム合金の貧弱な特性から見て）
少なくともこの含量が満足すべきクリープ強さを確保す
るために必要であるという確信に基づいている。アルミ
ニウム含量の上限は、室温延性の許容可能な最小レベル
及びNb含量によって決定せされる。ニオブ含量の範囲は
比重を考慮して上限が決められ、室温延性の許容可能な
最小レベルによってその下限が決められる。

英国特許第2060693A号の合金の請求範囲内には、重要
であると考えられる他の成分を含まない基本合金を実証
付ける６つの合金実施例が挙げられている。室温におけ
る引張り伸び及び650℃において380MPaの応力で試験さ
れる時のクリープ破断寿命に関して、これらの合金の特
性が前記参考文献の４ページの表２に示されている。こ
の表に挙げられた組成及びこれらの主要な合金の特性が
次に転載する。

Ti−24Al−11Nb（at％）−伸び4.0％ クリープ寿命20
時間、 Ti−24Al−11Nb（at％）＋非開示のSi含量−伸び3.0％
クリープ寿命65時間、 Ti−25Al−15Nb（at％）−伸び3.0％ クリープ寿命130
時間、 Ti−26Al−11Nb（at％）−伸び1.5％ クリープ寿命80
時間、 Ti−26Al−12Nb（at％）−伸び1.4％ クリープ寿命143
時間、 Ti−27Al−13Nb（at％）−伸び1.0％ クリープ寿命21
時間、 上記で取り上げられたこれらの合金は、時効なしなβ
相溶体化処理条件で試験され、従って、十分なレベルの
引張り強さを確保し及びその使用温度における使用に対
し冶金学的安定性をもたらすために一般的には時効処理
が必要とされるであろうことから、引張り伸びに関して
得られたその試験結果は、多少なりとも良好であると言
うことができる。人工的な時効処理又はそれに代わる使
用中の時効は、予備時効された材料に関してその延性を
減少させるだろうということが予想されるし、更に、上
記の組成の範囲内から取った合金に対する我々自身の試
験は、この合金を熱処理され及び時効した場合に、後述
するように、この予想を裏付ている。引張り伸び又は降
状データが、これらの非時効合金に対して与えられてい
ないことにも留意すべきである。

英国特許第2060693A号は幾つかの添加成分をも開示し
ている。バナジウムは最も有益と見なされる成分であ
り、ニオブの部分的な代用物として4at％までの含量で
バナジウムを含む合金が特許請求されている。言及され
る他の成分はSi、Ｃ、Ｂ（いずれもTiの代用物）、Mo、
Ｗ（いずれもNbの代用物）及びSi、In（いずれもAlの代
用物）である。これらの添加成分は、特許請求される合
金に有益であり得る、従来技術の合金に含まれる成分と
して挙げられている。１つのケイ素含有合金が試験され
ているが、それが有益であり得るという可能性は否定さ
れはしなかったものの、言及に値するような有益さは全
く見出されなかった。

α_２ベース合金がTimet Corporation（USA）によって
生産されているということを前述した。この合金が入手
不可能であるとする見解は確かなものではないが、しか
し米国以外では入手は不可能であろう。その特性データ
は殆ど開示されておらず、その組成さえ明確ではない。
ある短い新聞記事が、当該の合金がTi−24Al−11Nb（at
％）であることを示しているようであるが、これが正し
ければ、この合金はUnited Technologicsの特許に従っ
て作られた合金のように思える。この組成Ti−24Al−11
Nbは、我々の請求する合金の比較のための基準として、
我々が使用してきたものである。

本発明の目的は、ガスタービンコンプレッサー部及び
その類似物における、（既存の慣用されるチタン合金が
有する）そうした合金の有用性の範囲を600℃を越える
ものに拡大することが可能なチタン合金を提供すること
であり、Ti₃Al及びその類似物をベースとする従来技術
の合金の特性を上回る特性を有するような合金を提供す
ることである。コンプレッサー用合金として有用である
ためには、この合金は、問題となる温度（600℃以上）
で良好な強度、耐酸化性及びクリープ強さを発揮しなけ
ればならない。使用可能なTi₃Al合金は、これらの特性
を示されなければならず、鍛造後において、更なる加工
を可能にするために、室温で十分な延性を有しなければ
ならない。適切な調製によって、本発明の合金は、（Ti
−24Al−11Nbに関する、前記特許明細書に開示されたデ
ータと我々自身の試験データとの比較によって明らかな
ように）United Technologiesの特許に開示された合金
を上回る高温強度及び所与のレベルの室温延性を保つク
リープ寿命を有することが可能である。

この本発明の合金で達成される改善は、特許請求され
る組成が、アルミニウム含量に関して前記特許明細書に
示されたこの企業の指示を尊重していないこと、及び、
前記文献ではケイ素を全く重要視していなかったのに対
して、本特許請求の組成はケイ素を有益な及び不可欠な
成分と見なしていることから、少なくともUnited Techn
ologiesの特許に関する限りは、予想外なものと見られ
るに違いない。

本発明は、ガスタービンエンジンのコンプレッサー部
の構成要素としての使用に適し、金属間相Ti₃Alをベー
スとするか又は含む、熱処理可能なチタン合金であり、
この合金は原子百分率で示される次の範囲内の組成 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， ジルコニウム ０〜 3 ％， バナジウム ０〜 3 ％， モリブデン ０〜 3 ％，及び、 残りは実質的にチタン、 を有し、この組成において、ジルコニウム、バナジウム
及びモリブデンから成るグループから取られた成分の合
計は５％を越えない。適切に熱処理され時効を受けた場
合には、従来技術の合金を上回る特性を有する合金が基
本的な四成分合金Ti−20〜23Al−９〜15 Nb−0.5〜1.0
Siから生成されるので、上記のジルコニウム、バナジウ
ム及びモリブデンから成るグループからの成分を合金内
に含むことは不可欠であるというわけではない。

クリープ破断寿命と室温延性との間のバランスに関し
ては、約11at％のニオブ含量が最良の特性をもたらすこ
とが判明した。請求範囲全体の範囲内では、この点に関
して、ニオブ含量のほうがアルミニウム含量よりも重要
であるように考えられる。従って、普通は、好ましい合
金の範囲は公称上は、11％のNb、20〜23％のAl、0.5〜
1.0％のSi及び残りは実質的にTiから成る範囲である。

本発明の合金の本質的な特徴であるケイ素は、この合
金の特性に対して重要な寄与をなす。最適なケイ素含量
は特許請求の範囲内の組成で変化することが可能であ
り、またその合金に必要とされる特性のバランスそのも
のに依存し得る。一般的には、0.9％のSiが0.5％のSiよ
り良好な特性をもたらすことが判明した。通常の種類の
従来技術の合金では、高いケイ素含量は望ましくないと
見なされることから、この本発明の合金ではケイ素含量
を最大値で1.0％に制限することが賢明と我々は考え、
好ましいケイ素含量の範囲は0.8〜1.0at％となる。

Ti−23 Al−11 Nb−0.9Si（at％）から成る好まし
い合金が、ジルコニウム、バナジウム及びモリブデンか
ら成るグループからの添加成分の有効性を試験するため
の基準として使用した。Nbの代わりに、2at％のZrを含
む合金は、室温強度及び室温延性とクリープ破断寿命と
の改善された組合せをもたらした。2at％のＶもまた、N
bの代わりに取り入れられた時には有益な結果をもたら
したが、Tiの代わりとして取り入れられた時にはその有
効性は劣るものだった。「鍛造されたままの」条件での
み試験したTi−23 Al−11 Nb−0.9Si−1.0Mo（at％）
から成る合金もまた、同一の条件の基本合金を上回る改
善された特性の組合せをもたらした。これら個々の添加
成分の各々に対する3at％の制限及びこれら全体での5at
％の制限が、有益性の限界を越えることを避けるために
賢明であると考えられる。

本発明の合金の特性並びにこの合金を調製し及び熱処
理するための方法は、以下で幾つかの実施例の組成物を
参照して説明する。また、本発明の範囲の外にあるが、
しかし知られている限りでは従来技術の範囲内にはな
い、幾つかの比較用組成物を参照する。２つの従来技術
の組成物も比較の目的で参照するが、これらは、 a. 確立された従来の合金の代表としてのIMI829及び、 b. Timet Corporation（USA）の従来の「市販の」Ti₃A
l合金の特性の評価のための、Ti−24Al−11Nb（at％）
である。

作り出され及び試験された合金試料の全ては真空アー
ク溶融によって200gのボタンとして調製した。第１の溶
融からの凝固及び冷却の後で、そのボタンを均質性の改
善のために回転させて（真空アークプロセスによって）
再溶融した。その後、これらのボタンを歪み率0.001/se
cで当初の厚さの半分にまで1000℃で等温鍛造した。こ
れらの鍛造したボタンを幾つかの部分に分割した。幾つ
かの部分を「鍛造したままの」条件の引張り試験及びク
リープ試験用の試料を与えるために機械加工した。他の
部分は、試験用試料の形状に機械加工する前に、個別に
熱処理にかけた。

調査された四成分組成物及びこれらの各々に与えられ
た呼称の詳細は下記の表１に示す。２つの三成分Ti−Al
−Nb合金及びIMI829もこの表に挙げる。 表 １ 合金組成（at％）−（すべて残余分としてのTiを含む） Al Nb Si 合金呼称 20 11 0.5 5F 20 11 0.9 5A 20 13 0.5 8A 20 15 0.9 4A 23 11 0.9 7A 23 15 0.5 9A 比較合金 17 15 0.9 C 1A 18 13 0.9 C 6A 19 10 0.9 C 2A 20 11 ０ C 5G 21 8 0.9 C 3A 24 11 ０ C12A 鍛造後の処理に関して様々な合金条件を調べた。これ
らは次の表２に示す。

表 ２ 合金条件 条件呼称 鍛造したまま（自然冷却）。 Ａ 800℃で真空下で24時間の時効、その後に 急速なガス冷却。 Ｂ β範囲内の温度で真空下で１時間の溶体化 処理、その後、急速ガス冷却の後、700℃で 真空下で 24時間の時効、その後に再び急 速なガス冷却。 Ｃ 625℃で２時間の時効を除いてＣと同様。 D₁ 700℃で２時間の時効を除いてＣと同様。 D₂ α及びβ範囲内の温度で１時間の 溶体化処理。 Ｅ α及びβ範囲内の温度で１時間の溶体化 処理、その後、625℃で２時間の時効、 その後自然冷却。 F₁ 時効温度が700℃であることを除いて F₁と同様。 F₂ 注 1.急速ガス冷却はすべてアルゴンによって約６℃/secの
速度で行われる。

2.処理Ｅ、F₁及びF₂では、自然冷却段階での酸素混入を
防止するために、排気しその後アルゴンで満した石英カ
プセル内で試料が処理される。

慣用の示差熱分析技術によって、各々の主要な合金に
ついてβ転移温度を測定した。β溶体化処理試料はβ転
移温度を上回る温度で溶体化処理した。その組成に応じ
て溶体化処理温度は1050℃〜1125℃に変化させた。α及
びβ溶体化処理試料は、β転移温度を下回る温度で溶体
化処理した。これらの試料に対する溶体化処理温度はそ
の組成に応じて900℃〜1050℃の範囲内にあった。

本発明の合金の特性は、他のTi₃Al合金と同様に、合
金予備処理によって著しい影響を受けることが判明し
た。この特性の変化は、下記の表３の中に、合金5A及び
7Aに関して示される。表３及び後続の表で使用される特
性測定は、室温における延性測定としての室温（通常は
20℃）における引張り伸び、室温における引張り強さ、
及び250MPaの応力によって625℃で空気中においてクリ
ープ試験するクリープ破断寿命である。クリープ破断試
験は、1000時間後の時点でも損なわれない試料について
は、1000時間で中止した。

幾つかの合金については、650℃における引張り伸び
及び引張り強さもこの表に示す。

一般に、D₁で示される合金条件が総合的に最良の結果
をもたらすことが判明した。このことは、それがすべて
の合金にとって最良であるということを意味するのでは
なく、本発明内の合金とその範囲外の合金との相対的特
性をそれに基づいて比較するのに適した基準であるとい
うことを単に意味するにすぎない。下記の表４は、本発
明の合金と比較用合金とに関する主要な特性の比較を示
す。

本発明の合金はすべて、表４に示される３つの特性の
有用な組合せを有する。それらはすべて、従来のIMI829
号金を著しく上回るクリープ破断寿命と、予想されたよ
うな有用なレベルの室温引張り伸びとを有し、これは従
来のIMI829号金とは比較にならないレベルにある。

本発明内のすべての合金に関する引張り伸びとクリー
プ破断寿命とのバランスは、条件D₁において良好なクリ
ープ破断寿命特性を示しながらも引張り伸びがゼロであ
る市販のTi−24Al−11Nbを含む、本発明外のTi₃Alタイ
プ合金を上回る。この条件においては、室温時の引張り
強さは本発明内の合金すべてで良好である。幾つかの合
金には、この点に関し、従来のIMI829合金を越える顕著
な有益性がある。本発明内の主要な合金と比較用合金と
に関する特性の更に包括的な表を、次の表５として示
す。

本発明の合金に関する特性に組成との相互関係は条件
D₁における合金の種々のアルミニウム、ニオブ及びケイ
素の含量に対するその特性を示す、次の表６、７及び８
を参照すれば、より容易に理解することが可能である。

測定された、より高いレベルのケイ素の有益な効果
は、表８から直ちに明らかである。United Technologie
s特許（英国特許第2060693号）はこの効果を予想してい
ない。実際に、その文書の第３図は、ケイ素が室温時の
伸びを低下させることを示しているようにも思える。ケ
イ素が引張り強さを低下させずに室温延性及びクリープ
破断寿命を向上させることを我々は発見したものであ
る。以前に考えられていたものより低いアルミニウム含
量で確保されるSiからのこの有益な効果によって、これ
は、同一条件の下で試験された従来技術のTi₃Al合金Ti
−24Al−11Nbに比較して著しく改善させた室温引張り伸
びという、明らかに有益な効果をもたらす。

耐酸化性に関する本請求の合金の特徴を次の表９に示
す。空気中における700℃で100時間の繰返し酸化試験で
合金を試験した。25時間毎に１回、試験試料を炉から取
り出し、室温まで自然冷却し、その後高温の炉の中に再
び入れた。酸化浸透の度合いは、酸化の結果として生じ
る硬化に起因する、試験試料断面の微小硬度横断線（mi
crohardness traverse）によって測定した。

本発明の合金の２つの実施例が、従来のIMI829チタン
合金と比べて、酸化浸透の度合いにおいて著しい減少を
示すということ、及び、前記２つの実施例が、本発明外
の組成を有する組成Ti₃Alの合金C1Aよりも、この点にお
いて著しく優れているということが理解されるだろう。

本発明の四成分合金に対する様々な添加物の効果が、
比較の基準として合金7A（Ti−23Al−11Nb−0.9Si at
％）を使用して調べた。試験対象の様々な組成の合金試
料は、前述の手順を用いて調製し、前述の材料に対して
使用したのと同一の試験にかけた。これらの部分的に変
更された合金及び基準合金7Aが次の表10に示す。

Nbの代わりに2at％のZrを含む合金7Bは、条件D₁にお
いて、基準合金を上回る、改善された室温時の引張り強
さ及び引張り伸びを有し、基準合金と同等のクリープ破
断寿命を有する。Nbの代わりに2at％のＶを含む合金7D
は、条件D₁において、基準合金に比べて更に高い引張り
伸びと、基準合金と同等の引張り強さ及びクリープ破断
寿命とを有する。

Moを含む合金7Jは、「鍛造したままの」条件において
すべての中で最高の特性を示す。この合金は他の条件で
はまだ試験されていない。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ウツド，マイケル・イアン イギリス国、サリー・アール・エイチ・ ５・６・イー・エイチ、ニア・ドーキン グ、ミツクルハム、ロンドン・ロード、 アボツツ・コテージ （番地なし) (56)参考文献 米国特許3411901（ＵＳ，Ａ) 英国公開1179445（ＧＢ，Ａ)

Claims (10)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】金属間相Ti₃Alをベースとするか又は含む
   タイプのチタン合金であって、前記合金は改良された高
   温特性を有し且つ原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， ジルコニウム ０〜 3 ％， バナジウム ０〜 3 ％， モリブデン ０〜 3 ％，及び、 実質的にチタン 残 部 の範囲内の組成を有し、前記組成において、ジルコニウ
   ム、バナジウム及びモリブデンから成るグループからの
   成分の合計が５％を越えないチタン合金。
2. 【請求項２】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％，及び 実質的にチタン 残 部 の範囲内の組成を有する請求項１に記載のチタン合金。
3. 【請求項３】原子百分率で示す場合に、ケイ素0.8〜1.0
   ％を含む請求項１又は２に記載のチタン合金。
4. 【請求項４】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ 11 ％， ケイ素 0.9 ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項２に記載のチタン合金。
5. 【請求項５】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， ジルコニウム １〜 3 ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項１に記載のチタン合金。
6. 【請求項６】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９ ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， ジルコニウム ２ ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項５に記載のチタン合金。
7. 【請求項７】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， バナジウム １〜 3 ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項１に記載のチタン合金。
8. 【請求項８】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９ ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， バナジウム ２ ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項７に記載のチタン合金。
9. 【請求項９】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９〜15 ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， モリブデン １〜 3 ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項１に記載のチタン合金。
10. 【請求項１０】原子百分率で示す場合に、 アルミニウム 20〜23 ％， ニオブ ９ ％， ケイ素 0.5〜 1.0％， モリブデン ２ ％，及び、 チタン 付随的な不純物を除いた残部 の成分から実質的に成る請求項９に記載のチタン合金。