JPH02504405A - チタン合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 チ　　タ　　ン　　Ａ 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一部のｍ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、コンプレッサ一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ｉｌｌ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１３１１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′！ｊ重量重量率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Ｍ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一部の会香を構成要素に対してより 高い温度負荷を負わせるこ（ｈｃｐ）構造であるα相と、体心立方（ｂｃｃ　） 構造のβ相である。

Ｚ　　　　　　ｕ β相は転移温度（ｔｒａｎｓｕｓ　＃ｅｍｐｅｒａ＃ｕｒｅ）　　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「８１％」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Ｔ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。

■旧８２９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（Ｉ旧８ ２９は１Ｍ１　Ｔｉｔａ／ｎ１ｕｌの商標である）。この近α合金は、Ｔｉ−５ ，５，Ｑ−３，５Ｓｎ−３２ｒ−ＩＮｂ−０，２５Ｈｏ−０，３Ｓｉ（８１％） 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。

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Ｔｉ３ＡＪが形成さ れる。これはα２相と呼ばれ、規則正しいｈｃｐ　＠造を有する。この既存の合 金では、マトリックス林料によって示される延性等に関してα２相がその脆化と みなされるが故に、アルミニウム含量は、実験的焼則に基づいて、α２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、Ｔｉ３Ａｅ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。α２相は、 良好な耐クリープ性及び耐酸化が知られている。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、α２ベ一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（υＳＡ）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α２合金は低温度（外界温度又はそれより高い温度）にお いて延性の不足という欠点を有し、及′Ｕ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。

Ｔｉ３Ｎ２ペ一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ＨｃＡｎｄｒｅｗｓ他によって報告されている。これらの合金は Ｔｉ−ＱＪ−Ｎｂ系をベースとし、三成分合金並びにＨｆ５２ｒ、　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、７．５〜１７．５重量％のＭ含量及び１５〜３５重量％のＮ ｂ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２ｒと混合した、Ｎｂ及びＭ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（英国特許第１０４１７０１号）には、Ｎｂ含量が Ｍ含量のく重量で）８／７±５％で、１０〜３０重量％のＭ及びＮｂを含むチタ ンベース合金が開示されている。５ｉ（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ＨｚＳＺｒ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 金が工業的に受は入れられる様子は全くない。

英国特許第２０６０６９３Ａ号（Ｕｎｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ　Ｃ ｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ）には、一連のＴｉ３Ｍ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−２４〜２７Ｍ　−１１〜１６Ｎｂ　（８１ ％）であり、その好ましい範囲は、Ｔｉベース−２４，５〜２６Ａｅ　−１２〜 １５Ｎｂ　（８１％）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−１３５〜１４．７Ｍ　−２１，４〜３ＯＮｂに、 好ましい範囲についてはＴｉベース−１３，７〜１４．５Ｍ　−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　−２２ＡＪ　−１ＯＮｂ及びＴ　ｉ　−２２Ａｌ！　− ５Ｈｂ　（８１％）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２４ ａｔ％は、！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 用にも係わらす、（その請求範囲内のトレンドデータ及び２２Ａｊ％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３８０８Ｐａ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　−２４Ｍ　−１１Ｎｂ　（８１％）−伸びａ、Ｏ％　クリープ寿命２０１ ｉ　１ｍ、Ｔｉ　−２４Ｍ　−１１Ｎｂ　（８１％）十非開示のＳｉ含量−伸び ３０％　クリープ寿命６５ｗ８ｊｉｇ　。

Ｔｉ　−２５Ａｊ　−１５Ｈｂ　（８１％）−伸び３．０％　クリープ寿命１３ ０時間、Ｔｉ　−２６Ａｊ　−１１Ｎｂ　（８１％）−伸び１．５％　クリープ 寿命８０時間、Ｔｉ　−２６Ａ！　−１２Ｎｂ　（８１％）−伸び１．４％　ク リープ寿命１４３Ｂ！ｊＩ！、ずれもＭの代用物）である７これらの添加成分は 、特許！！女さＴｉ　−２７ＡＩ　−１３Ｎｂ　（８１％）−伸び１０％　クリ ープ寿命２１Ｂ８問、上記で取り上げられたこれらの合金は、時効なしにＢ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、引張り伸びに閣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、この予想を裏付でいる。引張り伸び又は降伏データが、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ゎバナジウ 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ｒＦ！求されている。言及される他の成 分は５ｉＳＣ、Ｂ（いずれも■１の代用物）、ＭＯｌ−（いずれもＮｂの代用物 ）及びＳｉ、Ｉｎ（いＪＮ−丸Ａ−−７しせス仔士状依小Ａ卆小梼鹸九１開ス粘 耕九女骨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。

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−２４ｐ％！　−１１Ｎｂ　（８１ ％）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Ｕｎ ｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃｓ　Ｏ）特許に従って作られた合金のように 思える。この組成Ｔｉ　−２４Ｍ　−１１Ｎｂ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一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、Ｔｉ３Ｐ Ｊｌ及びその類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Ｔｉ３ Ａｅ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 によッテ明らかなようニ）　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ｉｌｌ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 求の組成はなくともＵｎｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ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、７温及び６００℃を越える温度における良好な特性の組合せを与える ために熱処理可能な、金属閤相Ｔｉ３Ａｊをベースとするか又は含むタイプのチ 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を有し、ア ルミニウム　２０〜２３％、 二　　　オ　　　７　　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であり、 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−２０〜２３Ａｅ−９〜１５Ｎｂ−０，５〜１． Ｏ３ｉから生成されるので、上２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至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。

鵬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Ｗｂ。

２０〜２３％のＭ、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ものと 見なされることがら、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０．８〜１．０　 ａｔ％となる。

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２８ｔ％のＺｒを含む 合金は、Ｖ湿強度及び！混紙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、Ｎｂ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　−２３Ａｊ　−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１する３ａｔ％の制限及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ＩＩ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１８１８２９及び、ｂ、Ｔｉｍｅｔ　 Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ（ＬＩＳＡ）の従来の「市販のＪ　Ｔｉ３Ａｊ！合金の 特性の評価のための、Ｔｉ　−２４Ｍ　−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亭０．００１／　ｓｅｃで当初の厚さ の半分にまで１０００℃で等ＩＩ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つの三成分子ｉ　−ｐａ　−Ｎｂ合金及び合金組成（ａｔ％）−（す べて残余分としてのＴｉを含むンｌｄｌ　　　　　　Ｎｂ　　　　　　Ｓｉ　　 　　噛千金−和申１　番准ｎヂ坏２０　　　　１３　　　　０．５　　　　　　 　　　　　　８Ａ２０　　　　１５　　　０．９　　　　　　　　　　　４Ａ比 較合金 １７　　１５　　０．９　　　　　　ＣｌＡ１８　　１３　　０．９　　　　　 　Ｃ６Ａ１９　　１０　　０．９　　　　　　Ｃ２Ａ２４　　１１　　０　　　 　　　　Ｃｌ２ＡＷＩｉ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。

鍛造したまま（自然冷却）。　　　　　　　　　　　　Ａ〆　　　　　　　　　 　　特表平’２−５０４．１０５（５）−一℃で２時間の時効を除いてＣと同様 ｅＤ１７００℃で２時間の時効を除いてＣと同様。　　　　　　０２１、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、　　Ｆ　　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Ｔｉ３Ａｅ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に閣して示される。

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、変温における引張り強さ、及び２５０Ｈ Ｐａ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ｍｓ 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、１０００１１藺で中止した。

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。

表　　３ 一般に、Ｄｌ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１旧８２９＠金を著しくＶ温引張り伸びとを有し、これは 従来のｌＨＩ３２９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１ｇ１Ｔ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において良好なり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　−２４Ａｅ−１１１４ｂを含む、本発明外のＴｉ３Ａ ！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■旧８２９ 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。

表　　５ 表　　５　（続き） 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。

表　　８ ケイ素含ｌに関する特性の相互関係 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。１ｌｎｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ￥Ｆ１許（英国特許第２０６ ０６９３号）はこの効果を予想していないゎ実際には、その文璽の第３図は、ケ イ素が！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空温延性及びクリープ破！ｉ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１０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Ｔｉ３Ａｊ合金Ｔｉ−２４Ａ！　−１１Ｎｂに比較して著しく 改善されたＶ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、Ｖ温まで自然冷却し、その後高温の炉の中に再び入れた。

酸化浸透の度本発明の合金の２つの実施例が、従来のｌＨＩ３２９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Ｔｉ３Ａｅの合金Ｃ１＾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、比較の基準トじＴ合金７Ａ 　（Ｔｉ　−２３Ａｊ　−１１Ｎｂ−０，９Ｓｉ　ａｔ％）ｌｉ用しＴＩ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Ｎｂの代わりに２８ｔ％の２「を含む合金７Ｂは、条件Ｄ １において、基準合金を上回る、改善されたＶ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％寿命を有する。柿の代わりに２８ｔ％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ｌｌｉ′ｇ８命とを有する。

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

補正瞥の写しくＨ訳文）提圧瞥（特許法第１８４条の８）平成２年１月３１日 特許庁長官　吉　１）文　毅　殿　　　　　　　　　　　　　　　　ｊｌ、特許 出願の表示　　ＰＣＴ、／ｃ１３　８８１００６２４２、発明の名称　　　　チ タン合金 ３、特許出願人 住　所　　イギリス国、ロンドン・ニス・ダブリュ・　トエイ・　２・ニイチ・ ビイ、ホワイトホール（番地なし）名　称　　イギリス国 ４、代　理　人　　　東京都新宿区新宿１丁目１番１４号　山田ビル５、補正書 の提出年月日　　１９８９年９月２９日６、添附書類の目録 （１）補正書の翻訳文　　　　　　　　　　　　　　　１通ｆｌ）１９Ｂ９年９ 月２９日提出の第７．８頁　　　　　（別紙１）（２）１９８９年９月２９日提 出の第１０頁　　　　　　　（別紙２）＋３）１９８９年９月２９日提出の第１ ６頁　　　　　　　（別紙３）ｔ４ｊ１９８９年９月２９日提出の請求項１から ４　　　　（別紙４）別紙１゜ 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Ｕ ｎｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓの特許にｍする限すハ、予想外なものと 見られるに遠いない。

本発明は、ガスタービンエンジンのコンプレッサ一部の構成ＩＩとしての使用に 適し、金ＷＡ間相Ｔｉ３Ａｔ！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　　　　０．５〜１０％。

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−２０〜２３　　Ａｊ！−９〜１５　　Ｎｂ−０，５〜１．Ｏ３ｉ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！混紙性との間のバランスに関しては、約１１３ｔ％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、ニオブ倉皇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Ｗｂ。

２０〜２３％のＡｊｌｏ、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、この合金の詩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０５％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．Ｏａｔ％となる。

Ｔｉ−２３Ａ！−１１Ｎｂ−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２８ｔ％の２「を含む合金は、室温強度及び変温延性とクリープ 破断寿命との改善された組合せをもたらした。２８１％のＶもまた、Ｎｂ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−２３Ｍ−１１Ｗｂ−０，９３ｉ−１，０Ｎｏ（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 ５８ｔ％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。

別紙２゜ 鍛造後の処理に関して様々な合金条件を講べた。これらは次の表２に示す。

鍛造したまま（自然冷却）。　　　　　　　　　　　　八８００℃で真空下で２ ４時間の時効、その後に　　　　　Ｂ急速なガス冷却。

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、７ ００℃で真空下で　　　０２４時間の時効、その後に再び急速なガス冷却。

６２５℃で２時間の時効を除いてＣと同様。　　　　　Ｄ１７００℃で２時間の 時効を除いてＣと同様。　　　　　Ｄ２α及びβ範囲内の温度で１時間の溶体化 処理、　　　　Ｅα及びβ範囲内の温度で１ｖｉ間の溶体化処理、その後、６２ ５℃で２時間の時効、その後自然　　　　Ｆ１冷却。

時効温度が７００℃であることを除いてＦ　と同様。　Ｆ２別紙３゜ 表　　８ ケイ素含量に関する特性の相互関係 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。ｔｌｎｉｔｅｄ　ＴｅｃｈｎｏｌｏΩｉｅｓ特許（英国特許第２０６０６ ９３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 さを低下させずに変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Ｓｌ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Ｔｉ３　ｋ１合金Ｔｉ　−２４ＡＩ−１１Ｎｂに比較して著しく改善さ れ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。

別紙４゜ 請　　求　　の　　範　　囲 １、ガスタービンエンジンのコンプレッサ一部の構成要素としての使用するのに 適した、金属開祖Ｔｉ３Ａｆをベースとするか又は含む、熱処理可能なチタン合 金であって、原子百分率で示す場合に、 アルミニウム　　　２０〜２３　　％。

二　　オ　　７　　　　　　　９〜１５　　％。

ケ　　イ　　素　　　　　　０．５〜１．０％。

ジルコニウム　　　Ｏ〜３　％。

バナジウム　　　０〜３％。

ぜ モリブデン　　　０〜Ｊ′％、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、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、原子百分率で示す場合に、ケイ素６．８〜１．０％を含む請求項１又は２に 記載のチタン合金。

４、Ｒ子百分率で示す場合に、 アルミニウム　　　２０〜２３％。

ニ　　オ　　ブ　　　　　　　約１１　　％。

ケ　　イ　　素　　　　　　　約　０．９％、及び、Ｓ＠調査報告 国際調査報告

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. １．室温及び６００℃を越える温度における特性の良好的組合せを与えるために 熱処理することが可能な、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、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０〜２％，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ブからの成分の合計が５％を越えないチタン合金。
2. 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％， ケィ素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. 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. ４．原子百分率で示す場合に、 アルミニウム２０〜２３％， ニオブ約１１％， ケイ素約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. 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. ６．原子百分率で示す場合に、 アルミニウム２０〜２３％， ニオブ約９％， ケイ素０．５〜１．０％， シルコニウム約２％，及び、 チタン付随的な不純物を除いた残部 の成分実貧的に成る請求項５に記載のチタン合金。
7. 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. ８．原子百分率で示す場合に、 アルミニウム２０〜２３％， ニオブ約９％， ケイ素０．５〜１．０％， バナジウム約２％，及び、 チタン付随的不純物を除いた残部 の成分ら実質的に成る請求項７に記載のチタン合金。
9. 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. １０．原子百分率で示す場合に、 アルミニウム２０〜２３％， ニオブ約９％， ケイ素０．５〜１．０％， モリブデン約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。