JP2018518594A - 高温用途のためのβチタン合金シート - Google Patents

Abstract

本発明によれば、高温での優れた引張強度並びに耐クリープ性及び耐酸化性を示す冷間圧延可能βチタン合金が得られる。一実施形態において、βチタン合金は、１３.０重量％〜２０.０重量％の範囲にわたる量のモリブデン、２.０重量％〜４.０重量％のニオブ、０.１重量％〜０.４重量％のケイ素、３.０重量％〜５.０重量％のアルミニウム、３.０重量％までのジルコニウム、５.０重量％までのスズ、０.２５重量％までの酸素のうちの少なくとも１つ、並びにチタン及び不可避的不純物の残部を有する。さらに、各元素の範囲は以下の条件を満たすものとする。すなわち、(i) ６.０重量％≦Ｘ重量％≦７.５重量％、及び(ii) ３.５重量％≦Ｙ重量％≦５.１５重量％であり、ここで、Ｘ重量％＝アルミニウム+スズ／３+ジルコニウム／６+１０・（酸素+窒素+炭素）及びＹ重量％＝アルミニウム+ケイ素・（ジルコニウム+スズ）【選択図】図1

Description

本発明はチタン合金に関する。より具体的には、本発明は、高温での抗張力（引張強度）に加えて耐クリープ性及び耐酸化性の組合せ特性を有するとともに、冷間圧延シート（薄板）形態で生産することもできるチタン合金に関する。

このセクションにおける記載は、単に本発明の背景情報を提供するものであり、従来技術を構成するものではない。

チタン合金は、その優れた強度対重量比及び高温での能力に起因して航空宇宙用途に一般的に使用される。高温エンジン用途向けに一般的に使用される幾つかのチタン合金には、近α型チタン合金、例えば、Ｔｉ-６２４２Ｓ（Ｔｉ-６Ａｌ-２Ｓｎ-４Ｚｒ-２Ｍｏ-０.１Ｓｉ）、Ｔｉ-１１００（Ｔｉ-６Ａｌ-２.７Ｓｎ-４Ｚｒ-０.４Ｍｏ-０.４５Ｓｉ）及びＴｉ-８３４（Ｔｉ-５.８Ａｌ-４Ｓｎ-０.７Ｎｂ-０.５Ｍｏ-０.３Ｓｉ-０.００６Ｃ）がある。これら合金は優れた高温強度及び耐クリープ性を有するが、高温での作業性に劣り、かつ冷間圧延能力に限界があることによって、これら合金をシート又はストリップ形態となるよう生産するのが極めて困難である。

航空宇宙用途、及びとくにより高い作動温度となる航空機ターボジェットエンジンにおける性能を向上させるため、増加する機械的要件及び熱的要件を満足させることができる新規で改善したチタン合金が絶えず望まれている。

本発明は、概して高温（約１０００°Ｆ(５３８℃)より高い）での優れた抗張力（引張強度）並びに耐クリープ性及び耐酸化性を示す冷間圧延可能βチタン合金に関する。このβチタン合金は、基本的に、約１３.０重量（wt）％〜約２０.０重量（wt.）％のモリブデン（Ｍｏ）、約２.０重量％〜約４.０重量％のニオブ（Ｎｂ）、約０.１重量％〜約０.４重量％のケイ素（Ｓｉ）、約３.０重量％〜約５.０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、約３.０重量％までのジルコニウム（Ｚｒ）、約５.０重量％までのスズ（Ｓｎ）、約０.２５重量％までの酸素（Ｏ）、並びにチタン（Ｔｉ）及び不可避的不純物の残部からなる。随意的に、合金化元素としては、約１.５重量％までのクロム（Ｃｒ）、及び約２.０重量％のタンタル（Ｔａ）を含むことができ、ただしこれらの随意的な合金化元素の総量は約３.０重量％未満である。

さらに、本発明は、以下の条件を満たす冷間圧延可能βチタン合金に関する。すなわち、
(i) ６.０重量％≦Ｘ重量％≦７.５重量％、及び
(ii) ３.５重量％≦Ｙ重量％≦５.１５重量％であり、ここで、
Ｘ重量％＝Ａｌ+Ｓｎ／３+Ｚｒ／６+１０・（Ｏ+Ｎ+Ｃ）及び
Ｙ重量％＝Ａｌ+Ｓｉ・（Ｚｒ+Ｓｎ）
である。

本発明による合金は、準安定β（β型）チタン合金であり、シートゲージ、とりわけストックフォームとなるようストリップ圧延又は冷間圧延することができ、また航空機に使用される液圧流体に対する耐食性とともに、優れた冷間成形性を示すことができる。

利用可能性の他の領域は本明細書の記載から明らかになるであろう。本明細書の記載及び特定の実施例は、単に説明目的であり、また本発明の範囲を限定することは意図していないと理解されたい。

本明細書に記載の図面は単に説明目的であり、また本発明の範囲を限定することは何ら意図していない。

比較対照合金と比べての本発明によるβチタン合金の試験データのグラフであり、当量合金のＸ値が増加するにつれての室温強度増加を示す。 比較対照合金と比べての本発明によるβチタン合金の試験データのグラフであり、当量合金のＸ値が増加するにつれての室温延性低下を示す。 比較対照合金と比べての本発明によるβチタン合金の試験データのグラフであり、当量合金のＸ値が増加するにつれての向上した耐クリープ性を示す。 比較対照合金と比べての本発明によるβチタン合金の試験データのグラフであり、当量合金のＹ値が増加するにつれてより高く向上した室温強度を示す。 比較対照合金と比べての本発明によるβチタン合金の試験データのグラフであり、当量合金のＹ値が増加するにつれての室温延性減量を示す。 表４に示す合金Ｖ４と記載した高温抗張力（超抗張力又はＵＴＳ）を示す試験データのグラフである。

以下の記載は、単なる例示であり、本発明の範囲、用途又は使用方法を限定することは決して意図しない。明細書全体にわたり対応する参照符号は、同様又は対応する部分及び特徴を示す。

本発明は、約１３.０重量％〜約２０.０重量％の範囲にわたる量のモリブデン、約２.０重量％〜約４.０重量％の範囲にわたる量のニオブ、約０.１重量％〜約０.４重量％の範囲にわたる量のケイ素、約３.０重量％〜約５.０重量％の範囲にわたる量のアルミニウム、約３.０重量％までの量のジルコニウム、約５.０重量％までの量のスズ、約０.２５重量％までの量の酸素、並びにチタン及び不可避的不純物の残部からなる冷間圧延可能βチタン合金を含む。

随意的な合金化元素としては、例えば、約１.５重量％までの量のクロム、及び約２.０重量％までの量のタンタルがある。しかし、クロム及びタンタルの総量は約３.０重量％未満とする。

本発明によるチタン合金は、以下の条件、すなわち、
(i) ６.０重量％≦Ｘ重量％≦７.５重量％、及び
(ii) ３.５重量％≦Ｙ重量％≦５.１５重量％であり、ここで、
Ｘ重量％＝Ａｌ+Ｓｎ／３+Ｚｒ／６+１０・（Ｏ+Ｎ+Ｃ）及び
Ｙ重量％＝Ａｌ+Ｓｉ・（Ｚｒ+Ｓｎ）
を満足する。

各合金化元素並びに望ましい機械的特性及び冷間圧延能力を得るそれらの臨界を、以下により詳細に説明する。

モリブデン
モリブデン（Ｍｏ）は、高温での強度及び耐クリープ性を相当増加させるβ安定化元素である。少なくとも１０重量％より高い含有量が、モリブデン含有チタン合金において室温での１００％準安定β相を得る上で必要である。過剰な量のＭｏはβ相を過度に安定化させ、合金の全体特性に影響を及ぼす時効応答性を悪化させることになる。したがって、本発明に関するＭｏ含有量の範囲は１３.０〜２０.０重量％にすべきであると決定された。

ニオブ
ニオブ（Ｎｂ）は本発明による合金に使用されて、酸化被膜の厚さ減少及び酸素富化ゾーン形成に対する抵抗性を一層向上させる。本発明合金におけるＮｂのこの効果は、大抵その含有量が２.０重量％より多いときに観察することができる。過剰量のＮｂは、β相が安定化されるにつれて合金の高温強度及び耐クリープ性に対して悪影響をもたらす。Ｎｂ含有量は２.０％〜４.０重量％にすべきと決定されたのはこれが理由である。

ケイ素
ケイ素（Ｓｉ）は、転位の動きを阻害し、またひいてはクリープ強度を向上させる二次的シリサイド相を発現させるため本発明合金に使用する。ケイ素は、概して固溶体並びにシリサイド分散液内に存在し、また高温状態における本発明合金の抗張力に影響を有する。シリサイド粒子は、長期間の曝露中に徐々に酸化膜（スケール）内にケイ素を放出し、このことが時間とともに耐酸化性を向上させると理解される。Ａｌ及びＳｉの組合せは、酸素拡散ゾーンの形成に対する抵抗性をもたらして酸化被膜の厚さを減少するのに役立つ。Ｓｉ含有量が少な過ぎる場合、酸化、クリープ及び高温における抗張力の点で必要とされる効果を得ることができない。他方、増加したＳｉ含有量は、冷間成形に悪影響を及ぼす急激な延性低下をもたらす結果となる。この点において、本発明合金のＳｉ含有量の範囲は、０.１〜０.４重量％の範囲内であるべきと決定された。

アルミニウム
本発明合金は、高温におけるより高い強度及び耐クリープ性を得るために基準ラインであるＴｉ-２１Ｓよりも高いアルミニウムを含有する。アルミニウム含有量が３.０重量％よりも少ないとき溶体硬化効果が際立たなくなり、したがって、望ましい強度を得ることができない。アルミニウム含有量が５.０重量％よりも多いとき熱間成形性に対する抵抗性が増加し、また冷間作業性が悪化し、したがって、冷間圧延性における困難をもたらす。シート規格を生産するためには頻繁なアニーリングを必要とし、このことは非経済的である。したがって、本発明におけるアルミニウム含有量は、冷間圧延性低下を抑制するとともに、溶体硬化効果を維持するため、約３.０重量％〜約５.０重量％の範囲内とする。

ジルコニウム及びスズ
ジルコニウム（Ｚｒ）及び／又はスズ（Ｓｎ）を、本発明教示による合金化元素として採用し、アルミニウムの一部を単独に又は組合せとして相応に置換する。この場合、本発明による一つの合金は、たかだか約３.０重量％のＺｒ、たかだか約５.０重量％のＳｎ、及び上述の不等式で示したような約６.０〜約７.５重量％の範囲における値「Ｘ」を含有する。本発明による合金の高い「Ｘ」は、固溶化及び／又はα沈殿及び／又はシリサイド形成による時効後に、従来技術（Ti-21S）に比べてより一層高い強度を意味する。チタン合金における周知の現象である「オーダリング」は、約８重量％のアルミニウム当量で生ずると理解されている。このことは、オーダリングを回避するために、実際上、値「Ｘ」を最大で約７.５重量％に制限する。より低い「Ｘ」値（約６.０重量％未満）は、従来技術に比べて本発明合金の高温での恩恵をもたらさない。本発明合金と従来技術との間におけるアルミニウム当量差は、双方の合金間における強度増加能力差も意味する。

ジルコニウムは、チタンとともに連続的な固溶体を形成することが知られており、また本発明合金において、固溶化機序又はケイ素の存在があっても室温強度を改善しかつクリープ強度を向上させる。ジルコニウム含有チタン合金は、耐クリープ性の恩恵をもたらすチタンージルコニウムーケイ素の錯化合物、すなわち、（ＴｉＺｒ）_５Ｓｉ_３を形成する結果となる。さらに、スズをアルミニウムと置換することによって添加し、これはスズがβマトリクス及びα沈殿物の強度を一層強くするからであり、この結果、延性を維持しつつ抗張力を増加させることになる。しかし、過剰のスズ添加は延性を喪失する結果となり、冷間作業性に影響する。

酸素
本発明合金における酸素（Ｏ）は、主にα相で固溶体を構成することにより機械的強度の増加に寄与する。低い酸素含有量は合金の全体強度に寄与しないとともに、高い含有量は室温延性を低下させる。したがって、本発明における酸素含有量は約０.２５重量％を越えないようにすべきである。

不可避的な合金化元素
上述した以外の随意的な合金化元素としては、本発明の教示によれば、クロム（Ｃｒ）及びタンタル（Ｔａ）があり得る。これら元素を個別に又は任意な組合せとして使用することは上述のような特性の改善に寄与し、またこれら合金化元素の総含有量は約３.０重量％に制限する。とくに、タンタルは、Ｓｎの代わりにＡｌの一部と置換する、合金化添加物として考えられる。合金の強度及び耐クリープ性のような高温特性を改善するのに恩恵をもたらすことの他に、Ｔａは、向上した耐酸化性を得るのに効果的である。しかし、過剰な量のＴａは、セグリゲーションのような関連組織の融解を引き起こすことがあり得るもので、これにより、合金の全体特性に影響しまた製造コストを増加させる。したがって、タンタル含有量は最大約２.０重量％に制限すべきであると決定された。同様に、Ｃｒ含有量は、本発明教示によれば、最大約１.５重量％に制限すべきである．

以下の特別な実施形態は、本発明教示に従って準備したチタン合金の組成、特性、及び使用方法を示すためのものであり、本発明の範囲を限定するものと解すべきではない。当業者であれば、本明細書の記載に照らして、多くの変更を本明細書に記載の特定実施形態に対して行うことができ、また本発明の精神又は範囲から逸脱することなく、同様又は類似の結果が得られることを理解されるであろう。

特許請求した組成範囲内で準備した、及び特許請求した組成範囲外で準備した、チタン合金に対して、及び現在使用されている、又は一時的に使用に適している従来の合金に対して、機械的特性試験を行い、また記載した。当業者であれば、本明細書で報告される任意の特性は、規定通りに測定され、かつ複数の異なる方法によって得ることができる特性を表すことを理解するであろう。本明細書に記載の方法は、このような方法のうちの１つであり、また本発明の範囲を逸脱することなく、他の方法を使用することができる。

実施例１
個別の合金は２５０グラムのボタン型インゴットとして融解した。これらボタン型インゴットを、熱間圧延によって０.１５インチ（３.８ｍｍ）のシートに転換し、調整し、また厚さが６７％減少するよう冷間圧延して、０.０５０インチ（１.２７ｍｍ）の厚さにした。この冷間圧延プロセスは、ストリップ生産能に関する種々の合金における能力の予備的指標として使用した。転換プロセス中にひび割れた合金はそれ以上評価しなかった。冷間圧延シートは、通常のβ溶体アニーリングを施し、この後1275゜Ｆ／８時間／空気冷却及び1200°Ｆ／８時間／空気冷却（６９１℃／８時間／空気冷却及び６４９℃／８時間／空気冷却）での２段階時効処理を行った。周囲温度及び高温での張力試験及びクリープ試験を行うため、これらシートからクーポン（切り取り試片）をカットした。

以下の表１は、融解した一連のボタン型インゴットの化学的組織を示す。周囲温度及び高温でのクリープ試験中に測定した張力及び百分率歪みを含む機械的特性を以下の表２に示す。高温でのすべての張力試験は１０００°Ｆ（５３８℃）で行った。クリープ試験は５０時間にわたり１０００°Ｆ／２０ｋｓｉ（５３８℃／１３８ＭＰａ）で行い、クリープ歪みを測定した。

試験結果から分かるように、不等式(i)及び(ii)で示される下限値より低い「Ｘ」及び「Ｙ」値を有する合金は、低い強度を含めて目標値より劣った特性を示す。本発明で特定した上限値よりも高いＡｌ含有量は高い「Ｘ」値に関連し、したがって、室温延性（及び全体的冷間成形性）を低下させる。指標「Ｙ」は、改善された特性を得るため合金の化学的組成を決定するのに使用する。「Ｘ」値が特定限界内ある場合、低い「Ｙ」指標は高温での強度が劣り、また高い「Ｙ」は冷間成形性を悪くする。したがって、上述の不等式(i)及び(ii)による合金化元素の添加におけるバランスを維持することが望ましい。

表で示されるように、Ｚｒ又はＳｎがない低Ａｌ含有量合金（合金Ａ５）は、高温での強度及び耐クリープ性が乏しい。本明細書で記載した限界値よりも多い高Ａｌ含有合金（合金Ａ２４、Ａ２５、Ａ２６等）は室温での延性を悪くし、したがって、全体的な冷間成形性に影響を及ぼす。Ｎｂレベルが増加すると（合金Ａ４）、耐クリープ性を悪化するとともに高温強度に悪影響を及ぼす。Ａｌ含有量に置換する他の合金化元素が存在しないことにより、合金Ａ４は目標周囲温度強度を満たすことができない。合金Ａ２９は、Ｓｎに代わり、かつ本明細書で特定した限界値内でＡｌの一部と置換するＴａを２.０重量％含有する。この合金は優れた特性バランスを呈し、また本発明の教示による限界値内でのＴａ添加の恩恵を確証する。

表１及び２は、それぞれボタン型合金に関する化学的組成及び機械的特性を示すとともに、以下の表３は各合金の概要を提示し、「Ｐ」は特定特性／値が所望目標に付与されていることを示し、「Ｆ」は対応合金に対する限界値から外れていることを示している。

以下に図面につき説明すると、図１〜３は、ボタン型合金で観察される「Ｘ」値の室温降伏強度、降伏点伸び及びクリープ歪みに対する効果を示す。各図面で示される傾向から分かるように、低「Ｘ」値は低強度に関連し、また「Ｘ」値の増加は逐次的に強度を増加させるが、室温延性に対する妥協があることに留意されたい。さらに、「Ｘ」値の増加を伴うボタン型合金における耐クリープ性の大幅な改善が図３から観察される。同様に、図４及び５は、ボタン型合金に関して、それぞれ、「Ｙ」指標の増加が高温強度の増加をもたらすこと、しかし室温延性に損失があることに関連することを示す。

要約すれば、本発明による限界値よりも高い「Ｘ」値及び「Ｙ」値は強度増加及び耐クリープ性改善につながるが、合金の冷間成形性の低下をもたらすことを理解されたい。他方、本発明における「Ｘ」及び「Ｙ」値以外の低い値は必要な目標特性が得られない。

実施例２
研究室用ＶＡＲ（真空アーク再融解：Vacuum Arc Remelting）炉を使用し、それぞれが約３８ポンド（１７ｋｇ）の４つの合金インゴットを、形成した。インゴットは、直径８インチ（２００ｍｍ）であり、ダブルＶＡＲプロセスを用いて作製した。これらインゴットの化学的組成を以下の表４に示す。インゴットは厚さ１.５インチ（３.８ｃｍ）のプレートになるまで鍛造し、その後０.１５インチ（３.８ｍｍ）のプレートになるまで熱間圧延した。αケース及びスケールを除去するための調整を行った後、これらプレートを０.０６０インチ（１.５ｍｍ）まで冷間圧延し、次いで溶体アニーリング及び２重時効処理を行った。種々の試験をこのシートに対して行い、基準ラインであるTi-21S合金と比較した本発明による合金の特性の優越性を検証した。

上述したこれらシートの評価結果を表５に示す。

基準ラインであるTi-21S合金と比較したとき、本発明による合金に関して室温強度の顕著な増加が観察された。上述の不等式（ii）に示すように、合金Ｖ４の「Ｙ」指標は特定限界値を超えており、より低い温度での伸びを反映し、したがって、冷間作業性に影響している。

プロダクションヒート（Prod.Heat:Ti-21S）とともに４つの合金シートの様々な温度における高温強度を以下の表６に示し、また図６でグラフ表示する。これらで実証されているように、本発明合金は、試験温度範囲にわたり基準ラインであるTi-21Sを超える約80〜130゜Ｆ（４４〜７２℃）平均をもたらす。合金Ｖ４は本明細書における他のものと同等強度を示しているが、合金Ｖ４は、上述の不等式（ii）で特定された指標「Ｙ」を超えており、したがって、室温で延性が低下したことに留意されたい。

以下の表７に示すように、本発明合金のラーソン・ミラー・パラメータが試験温度でTi-6242Sのような近αチタン合金の範囲内にほとんど納まっており、β超合金の並外れた耐クリープ性を示している。

注：ラーソン・ミラー・パラメータ＝[(492+T)・(20+log₁₀t)/1000]
ここで「Ｔ」は華氏温度（゜Ｆ）であり、「ｔ」は時間（hrs.）である。

酸化試験
表４に示される組成を用いて作製したシートからの重量測定されるクーポンを1200゜Ｆ（６４９℃）及び1400゜Ｆ（７６０℃）の空気に２００時間にわたり曝露させた。試験後に試料を再び重量測定し、また重量増加を曝露させた試料面積に基づいて計算した。この重量増加（ｍｇ／ｃｍ^２）は、耐酸化性を決定するための基準として使用する。以下の表８に示されるように、低温（1200゜Ｆ又は６４９℃）における本発明合金に関して僅かに高い重量増加が見られるが、高温（＞1200゜Ｆ又は６４９℃）でのより低い重量増加は、合金能力が高温用途に使用されていることを実証している。

追加酸化試験を熱-重量分析（ＴＧＡ）ユニットで実施し、ここでサンプルは２００時間にわたり1000゜Ｆ〜1500゜Ｆ（５３８℃〜８１６℃）の範囲における空気に曝露させた。合金Ｖ１（表４で示した）からのサンプル及び生産スケールTi-21Sをこの実験目的に使用した。以下の表９で示される結果は、上述の酸化研究において観測れたのと同様な傾向を示す。本発明による合金の酸化重量増加（ｍｇ／ｃｍ^２）は低温で標準Ti-21Sよりも僅かに高いが、1200゜Ｆ（６４９℃）よりも高い温度でより低い重量増加測定値を記録した。

したがって、溶体アニーリング及び２重時効処理（ＡＭＳ4897）を施した本発明の合金特性は、Ti-21S合金よりも少なくとも１０％高い最小室温強度及び伸びが得られる。加えて、本発明合金の高温強度及びクリープ特性は、基準ラインであるTi-21S合金よりも運用温度で100゜Ｆ（約５５℃）の改善をもたらす。さらに、本発明合金は、高温（1200゜Ｆ又は649℃）での約２００時間にわたる酸化試験を行ったとき、基準ラインであるTi-21S合金に比較して相当低い重量増加を示した。本発明合金は、したがって、室温での高強度、高温での優れた特性、例えば、耐クリープ性及び耐酸化性を有するストリップ生産可能なβチタン合金をもたらす。

冷間圧延又はその再結晶温度以下の合金ストック処理は、例えば、ストリップ、コイルシート、バー、又はロッドのような様々な形態で実施することができる。冷間圧延プロセスは連続的又は断続的に行うことができ、また冷間圧延プロセスを施すストックの厚さ減少は約２０％〜約９０％である。本発明の一実施形態において、冷間圧延は連続ストリップコイルプロセスで行う。

本発明の様々な実施形態は説明及び記載の目的で提示した。本発明は、排他的に開示した詳細な形態であって、それに制限するものではない。多数の変更又は改変が本明細書で上述した教示の下に可能である。詳述した形態は、本発明の原理を説明するために選択され、また記載されたものであり、したがって、当業者であれば、本発明を様々な形態で利用でき、また特定用途に適合するよう様々な変更が考えられる。このようなすべての変更及び改変は、特許請求の範囲が適正に、合法的に、また公正に権利を与えられる幅に基づくものと解されるとき特許請求の範囲で決まる範囲内にある。

Claims (12)

1. βチタン合金であって、
   約１３.０重量％〜約２０.０重量％の範囲にわたる量のモリブデンと、
   約２.０重量％〜約４.０重量％の範囲にわたる量のニオブと、
   約０.１重量％〜約０.４重量％の範囲にわたる量のケイ素と、
   約３.０重量％〜約５.０重量％の範囲にわたる量のアルミニウムと、
   約３.０重量％までの量のジルコニウムと、
   約５.０重量％までの量のスズと、
   約０.２５重量％までの量の酸素と、
   チタン及び不可避的不純物の残部と
   を含み、冷間圧延可能である、βチタン合金。
2. 請求項１記載のβチタン合金において、さらに、約１.５重量％までの量のクロムを含む、βチタン合金。
3. 請求項１記載のβチタン合金において、さらに、約２.０重量％までの量のタンタルを含む、βチタン合金。
4. 請求項１記載のβチタン合金において、さらに、約１.５重量％までの量のクロム、及び約２.０重量％までの量のタンタルを含み、クロム及びタンタルの総量は約３.０重量％未満である、βチタン合金。
5. 請求項１記載のβチタン合金において、約１３５ｋｓｉ（約９３０ＭＰａ）の平均室温降伏強度、少なくとも７％の伸びで約１４５ｋｓｉＭＰａ（１０００ＭＰａ）の最高抗張力を示す、βチタン合金。
6. 請求項１記載のβチタン合金において、少なくとも８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）の降伏強度、及び１０００°Ｆ（５３８℃）の高温で約６２０ＭＰａ（約９０ｋｓｉ）の最高抗張力を示す、βチタン合金。
7. 請求項１記載のβチタン合金において、１０００゜Ｆ／２０ｋｓｉ／５０時間（５３８℃／１３８ＭＰａ／５０時間）でのクリープ試験後に、約１.０％以下の全歪みを示す、βチタン合金。
8. 請求項１記載のβチタン合金から形成した部品。
9. 請求項１記載のβチタン合金において、βチタン合金は冷間圧延可能であり、また各元素の範囲は、以下の条件、すなわち、
   (i) ６.０重量％≦Ｘ重量％≦７.５重量％、及び
   (ii) ３.５重量％≦Ｙ重量％≦５.１５重量％であり、ここで、
   Ｘ重量％＝アルミニウム+スズ／３+ジルコニウム／６+１０・（酸素+窒素+炭素）及び
   Ｙ重量％＝アルミニウム+ケイ素・（ジルコニウム+スズ）
   を満足する、βチタン合金。
10. 請求項１記載のβチタン合金において、該βチタン合金は、
    約１３５ｋｓｉ（９３０ＭＰａ）の平均室温降伏強度と、
    少なくとも７％の伸びでの約１４５ｋｓｉ（１０００ＭＰａ）の最高抗張力と、
    １０００°Ｆ（５３８℃）の高温での少なくとも８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）の降伏強度、及び９０ｋｓ（６２０ＭＰａ）の最高抗張力と、
    １０００゜Ｆ／２０ｋｓｉ／５０時間（５３８℃／１３８ＭＰａ／５０時間）で約１.０％以下の全歪みと
    を示し、
    該合金は、冷間圧延可能であり、また以下の条件、すなわち、
    (i) ６.０重量％≦Ｘ重量％≦７.５重量％、及び
    (ii) ３.５重量％≦Ｙ重量％≦５.１５重量％であり、ここで、
    Ｘ重量％＝アルミニウム+スズ／３+ジルコニウム／６+１０・（酸素+窒素+炭素）及び
    Ｙ重量％＝アルミニウム+ケイ素・（ジルコニウム+スズ）
    を満足する、βチタン合金。
11. 請求項１記載のβチタン合金組成を有する冷間圧延合金製品。
12. 請求項１１記載の冷間圧延合金製品であって、ストリップ、シート、バー、及びロッドのうち１つの形態である、冷間圧延合金製品。