JP2005002473A - 金属部材を形成し、チタンベースの合金を熱処理しかつ航空機を製造するための方法、および負荷のかかる構造部材を含む航空機 - Google Patents

Abstract

【課題】 Ｔｉベースの合金を熱処理する方法と、このような熱処理を用いて実現することのできるさまざまな改善例とを提供する。
【解決手段】 例示的な一実現例では、この発明は金属部材を形成する方法を提供し、この方法は、合金を有用な形状に形成するステップと、合金を約３０°Ｆ／ｍｉｎ以下の冷却速度で合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度からベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却するステップとを含む。そのように所望される場合、合金は約７００〜１１００°Ｆで約１〜１２時間処理され得る。この発明の局面に従って処理されたチタン合金は、従来の鍛錬され圧延アニールされたＴｉ６４合金よりも高い引張強さと高い破壊靭性とを有し得る。
【選択図】 図３

Description

この発明はチタンの冶金に関する。より特定的には、この発明は、合金の物理的かつ機械的特性、たとえば引張強さおよび破壊靭性を向上させるようチタン合金を処理するためのプロセスに関する。この発明の局面は、軽量で強度の高い構造、たとえば飛行機のための構造部材に関して特定の有用性を有する。

チタン合金は、その優れた強度、低い密度および耐食性のために航空宇宙に関する応用例においてしばしば用いられる。チタンおよび多くのチタン合金は２相挙動を示す。純チタンは、最高でそのベータトランザス温度（約１６２５°Ｆ）まで六方最密結晶構造を有するアルファ相に存在する。ベータトランザス温度を超えると、微細構造が体心立方結晶構造を有するベータ相に変化する。しかし、純チタンは大抵の航空宇宙の応用例で用いるには過度に弱く、延性が大きすぎる。必要な強度および疲れ抵抗を達成するために、チタンは典型的には他の元素と合金にされる。

いくつかの合金元素は結晶構造の挙動に影響を及ぼす可能性があり、これによりベータ相が室温では少なくとも準安定であることが可能となる。アルファ−ベータ合金は典型的には、ベータからアルファへの遷移を抑制し、かつ合金が室温で２相のアルファ−ベータの形で存在することを可能にする１つ以上のベータ安定剤、たとえばバナジウム、を加えることにより作り出される。

航空宇宙の応用例で使用され最も普及している２つのチタン合金はおそらくＴｉ６４およびＴｉ６２４２であるだろう。これらの合金はともにチタンベースの合金である、すなわち合金の少なくとも約５０％がチタンを含む。Ｔｉ６４は、主に約６重量％（ｗｔ．％）のアルミニウム、４ｗｔ．％のバナジウムを含み、かつ残りがチタンおよびこれに付随する不純物であるアルファ−ベータ合金である。Ｔｉ６２４２もアルファ−ベータ合金であり、主に約６ｗｔ．％のアルミニウム、２ｗｔ．％の錫、４ｗｔ．％のジルコニウム、２ｗｔ．％のモリブデンを含み、残りはチタンおよびこれに付随する不純物である。

ベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金は、ベータトランザス温度よりも高い温度から冷却される際にその冷却速度の影響を受けやすいことが公知である。図１は、ベータアニールされたＴｉ６４板の（２００倍の倍率で撮られた）顕微鏡写真である。図２は、Ｔｉ６２４２注型物の（同様に２００倍の倍率で撮られた）顕微鏡写真である。これらの顕微鏡写真はともに、アルファ結晶およびベータ結晶の比較的粗い「バスケットウィーブ（basket weave）」を示す。このバスケットウィーブはＴｉ６２４２合金（図２）ではより粗い。アルファ相はまた、冷却中に両方の合金における結晶粒界で析出される。このアルファ析出により延性が著しく低下し、合金の疲れ強さが低下する。

商業的に許容可能なチタン合金を実現するために、合金は結晶粒界でのアルファ相の析出を制限するために極めて急速に冷却されなければならないことが当該技術において周知である。このために、従来の知識に応じて、ベータ合金およびアルファ−ベータ合金、たとえばＴｉ６４およびＴｉ６２４２はベータトランザス温度以上に加熱される場合、速やかに急冷されなければならない。典型的には、この急冷は少なくとも空冷と同程度の速さである。アルファ−ベータチタン合金はまた、しばしば、たとえば気体、水または油による急冷でより一層急速に冷却される。毎分７００〜１２００°Ｆの範囲での冷却速度が、たとえば（より僅かな、たとえば０．０９ｗｔ．％、のシリコンを加えたＴｉ６２４２を
含む）アルファ−ベータＴｉ６２４２Ｓのクリープおよび低サイクル疲労を維持するのに好適であることが示唆されている。（たとえば、全体が引用によりこの明細書中に援用される特許文献１を参照。）チタン合金がベータトランザス温度よりも低い温度に加熱されても、一般的な知識に応じて、合金は許容可能な機械的特性を維持するために急速に冷却されるべきである。たとえば、米国国防省が軍用規格ＭＩＬ−Ｈ−８１２００Ｂをもとにチタン合金の熱処理に対する規格を公布しているが、その全体が引用によりこの明細書中に援用される。この軍用規格では、ベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金はすべて空冷されるか、不活性ガスで冷却されるかまたは水もしくは油で急冷される。炉冷は特に禁じられる。この規格はさらに、結晶粒界アルファ相の過度な析出を防ぐために急冷を始めるのに最大で１０秒以下の遅延時間を規定する。航空宇宙材料規格ＡＭＳ４９１９Ｂはベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金のための冷却速度に関して同様の警告を規定する。

ベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金を速やかに急冷する必要性により、いくつかの構造の応用例における用途が制限されるおそれがある。たとえば、アルファ−ベータチタン合金の特性は、注型または鋳造された部分の厚さが増すと著しく低下する可能性がある。これは、少なくとも部分的には、形成された構造の外側部分と内側部分との間の冷却速度差によるものである。Ｔｉ６４合金については、たとえば、注型または鋳造された部分に対する引張強さおよび破壊抵抗は、厚さが５インチ以上の区域においては著しく低下する。機械的特性の低下を補償するために、注型または鋳造されたＴｉ６４部材の厚い部分をより一層厚くしなければならず、ともに冷却速度の問題を悪化させ、最終的な完成部分の重量を増やし価格を上げる。
米国特許第５，６９８，０５０号公報

詳細な説明
Ａ．概観
この発明のさまざまな実施形態は、チタン合金と、熱処理されたチタン合金、たとえば注型または鋳造されたチタン合金部分を含む金属部材とを熱処理するための方法を提供する。この発明の局面は、従来の鍛造されたＴｉ６４およびＴｉ６２４２、おそらくは現在の航空機産業における最も一般的なチタン合金、の実行可能な代替例として大いに将来性がある。

この発明の一実施形態は、合金が有用な形状に形成される、金属部材を形成する方法を提供する。合金は、少なくとも約５０ｗｔ．％のチタンおよび少なくとも約５ｗｔ．％のモリブデンを含み得る。合金は、毎分約５°Ｆ以下の冷却速度で合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度からベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却される。その後、合金は随意に約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で約１〜１２時間処理されてもよい。

この発明の別の実施形態に従った金属部材を形成する方法は、合金を有用な形状に形成するステップを含む。合金は、少なくとも約５０ｗｔ．％のチタンおよび少なくとも約５ｗｔ．％のモリブデンを含み得る。合金は、毎分約３０°Ｆ以下の冷却速度で合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度から室温に冷却される。その後、合金は随意に約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で約１〜１２時間処理されてもよい。

この発明の別の実施形態はチタンベースの合金を熱処理する方法を提供し、この方法は、合金を合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度からベータトランザス温度よ
りも低い第２の温度に冷却するステップを含む。この冷却は、毎分３０°Ｆ未満の速度、たとえば毎分約１〜５°Ｆの速度で行なわれてもよい。

この発明の別の実施形態に従った航空機を製造する方法は、構造部材を形成するステップと、この構造部材を航空機に組立てるステップとを含む。構造部材を形成するステップは、少なくとも約５０ｗｔ．％のチタンと少なくとも約５ｗｔ．％のモリブデンとを含む合金を有用な形状に形成するステップを含み得る。合金は、毎分約３０°Ｆ以下の冷却速度で合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度からベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却され得る。構造部材は、航空機に組立てられる際に航空機における負荷のかかる位置にあり得、最終引張強さが少なくとも約１５０ｋｓｉで、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約７０ｋｓｉ√ｉｎであり得る。

理解しやすくするために、以下の説明は重点が２つの分野に細分される、第１の部分では、この発明の実施形態に従ったチタン合金を熱処理するための方法を概説する。第２の部分では、この発明の他の局面に従った形成された金属部材に対する特定の応用例について論じる。

Ｂ．Ｔｉ合金を熱処理する方法
図３には、この発明の実施形態に従った熱処理方法１００が概略的に示される。この方法１００に従って、チタンベースの合金は所望のいかなる形状でも提供され得る。チタンベースの合金は望ましくはベータチタン合金またはアルファ−ベータチタン合金、すなわち室温でアルファ相およびベータ相をともに示すチタン合金、である。後により詳細に述べられるように、この発明の選択された実施形態においては、合金は少なくとも約５０ｗｔ．％のチタンと少なくとも約５ｗｔ．％のモリブデンとを含む。提供される合金の形状は主に合金の所期の用途によって異なる。一実施形態では、合金は熱処理の前に有用な形状に形成される。たとえば、合金は所望の形状に鋳造され得る。当該技術において公知のように、このような鋳造は、典型的には、ベータトランザス温度よりも低い温度で行なわれるだろう。代替的には、この合金はさまざまな注型技術によって有用な形状に形成されてもよい。一実施形態では、注型は合金に対するベータトランザス温度よりも高い温度で行なわれ得、注型部分は最初の注型から冷却する際に（後に説明される）徐冷プロセス１２０にさらされ得る。他の実施形態では、注型物は、熱間静水圧圧縮成形などのためにベータトランザス温度よりも低い温度に冷却され得る。

合金は、ベータトランザス温度よりも低い温度で存在する場合、図３の加熱プロセス１１０においてベータトランザス温度よりも高く加熱され得る。合金のベータトランザス温度は、たとえば上述のＭＩＬ−Ｈ−８１２００Ｂに従った多数の合金から代表的なサンプルをテストすることにより、従来の技術を用いて決定されてもよい。一実施形態では、合金は、中でも、決定されたベータトランザス温度よりも高い約５０±２５°Ｆの温度で均熱される。一実施形態では、均熱時間は、合金部材の全ての部分が少なくとも３０分間目標温度で均熱されるように選択される。この時間は選択された均熱温度とともに変化する可能性があり、温度が上がると均熱時間は減る。

合金は加熱プロセス１１０にさらされた後、徐冷プロセス１２０において冷却され得る。この徐冷プロセス１２０は望ましくは、従来の知識によって決定付けられるよりも実質的に低い冷却速度で行なわれる。上述のように、ベータアニールされたベータチタン合金またはアルファ−ベータチタン合金が、少なくとも空冷と同じ速さで、たとえばＴｉ６２４２Ｓに対して約７００〜１２００°Ｆの速度で冷却されるべきであることは広く認められている。対照的に、徐冷プロセス１２０での冷却速度は望ましくは３０°Ｆを超えず、３０°Ｆ未満であってもよい。一実施形態では、合金は、毎分約１〜３０°Ｆの速度、たとえば毎分約１〜１０°Ｆの速度で徐冷プロセス１２０において冷却される。少なくとも
いくつかのベータ合金およびアルファ−ベータ合金の引張強さおよび破壊靭性は、特に遅い冷却速度によってさらに向上し得ることが分かっている。したがって、この発明のさらなる実施形態では、徐冷プロセス１２０における冷却速度は毎分約５°Ｆ以下、たとえば１〜５°Ｆであり、選択された実施形態では毎分約１〜２°Ｆで冷却される。

このような遅い冷却速度は、ベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金が許容可能な延性および破壊靭性を維持するためにベータアニール温度から急速に冷却されなければならないという当該技術における矛盾のない教示を考慮すれば直感に反するものである。後の実験的な実施例のいくつかで強調されるように、たとえば毎分３０°Ｆ未満の遅い冷却速度での徐冷プロセス１２０は強くて強靭な合金をもたらし得る。たとえば、この発明の選択された実施形態は、最終引張強さが少なくとも約１５０ｋｓｉで、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約７０ｋｓｉ√ｉｎである熱処理された合金を提供する。

徐冷プロセス１２０はベータトランザス温度よりも高い温度から始まり、ベータトランザス温度よりも低い第２の温度まで続く。一実施形態では、この第２の温度は約１５００°Ｆを超えず、たとえば１４００°Ｆ以下である。この発明の他の実施形態では、この第２の温度は約２５０°Ｆ未満である。実験的な実施例のいくつかに関連して後に説明されるように、合金が室温、典型的には１００°Ｆ未満に達するまで徐冷プロセス１２０を続けることにより、特に良好な結果が得られるだろう。

徐冷プロセス１２０が、ベータトランザス温度未満であるが室温よりも高い中間の第２の温度で終る場合、最終冷却プロセス１３０にさらされ得る。この最終冷却プロセス１３０では、温度は、徐冷プロセス１２０での冷却速度よりも速い冷却速度で第２の温度から室温に下げられる。一実施形態では、たとえば、最終冷却プロセス１３０は、合金を空冷することにより合金を第２の温度から室温に冷却することを可能にするステップを含む。そのように所望される場合、合金は、たとえば不活性ガス、水または油で急冷することによりさらに急速に冷却され得る。このような最終冷却プロセス１３０は熱処理方法１００のスループットを高めつつ、Ｔｉ６４合金およびＴｉ６２４２合金に対して従来得られた特性をさらに凌ぐ可能性のある機械的特性を達成し得る。

この発明のある実施形態は、ベータトランザス温度よりも低い高温で合金を処理する随意の再加熱プロセス１４０を含む。再加熱プロセス１４０の温度と所望の温度での均熱時間とは、数ある要素の中でも合金の組成およびその所望の特性に応じて変る可能性がある。ただし、一般に、このような再加熱プロセス１４０は、少なくとも７００°Ｆの温度で、しかしベータトランザス温度よりも低い温度で少なくとも１時間合金を維持するステップを含み得る。選択された実施形態では、再加熱プロセス１４０は、約７００〜１１００°Ｆの温度で約１〜１２時間合金を熱処理するステップを含み得る。１１００°Ｆよりも高い温度により、所望の特性を得るのに再加熱プロセスで必要な時間を減らし得るが、大抵の合金に対して１１００°Ｆを超える温度が必要であるとは考えられない。

合金は、再加熱プロセス１４０において所期の高温で十分な均熱時間を費やすと、室温にまで冷却され得る。典型的には遅い冷却速度、たとえば毎分３０°Ｆ以下、を用いるが、実質的にはより速い冷却速度を用いてもよい。一実施形態では、合金は、たとえば空冷または急冷により所期の再加熱温度で均熱した後かなり急速に冷却される。

図４は、この発明の実施形態に従って熱処理されたアルファ−ベータチタン合金の顕微鏡写真である。図４に示される特定の合金はＴｉ５５５３（ＶＴ ２２−１とも称される）を含み、これは主として約５ｗｔ．％のアルミニウム、５ｗｔ．％のモリブデン、５ｗｔ．％のバナジウムおよび３ｗｔ．％のクロムを含み、残りはチタンおよびわずかな不純物を含む。同様に２００倍の倍率で撮られた図４の顕微鏡写真を図１および図２と比較す
ることにより、従来のチタン合金熱処理とこの発明の実施形態に従った熱処理との間における微細構造の著しい差が強調される。図１および図２には、ベータ構造における長く比較的大きなアルファ含有物の比較的粗いバスケットウィーブ構造が示される。かなりの量のアルファ構造がまた図１および図２の結晶粒界において析出される。対照的に、図４に示される構造は、微細な針状のアルファ相とごくわずかな結晶粒界アルファ相とを含む極めて微細なバスケットウィーブ構造を有する。このことは、結晶粒界アルファ相の過度の析出を防ぐためにベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金が極めて急速に冷却されなければならないという当該技術の共通の理解に照らしてみると特に驚くべきことである。

この発明の局面は以下の実験的な実施例において強調かつ例示される。これらの実施例は本質的に限定的ではなく例示的であることを意図したものであり、この発明の範囲を狭めることを意図するものではない。

実施例 １
表１では、降伏強さ、最終引張強さ、伸びおよび破壊靭性に対するさまざまな熱処理の影響が比較される。（公称組成が約５ｗｔ．％のＡｌ、５ｗｔ．％のＭｏ、５ｗｔ．％のＶ、３ｗｔ．％のＣｒならびに残りのＴｉおよび不純物である）Ｔｉ５５５３合金の（サンプルＡ１〜Ａ１３と識別される）１３個のサンプルが準備された。サンプルＡ１〜Ａ１２の各々は、サンプルをベータ相に転換するのに十分と考えられる時間にわたりベータトランザス温度よりも高い温度で均熱され、次いで１°Ｆ／ｍｉｎまたは２°Ｆ／ｍｉｎの速度で室温、１４００°Ｆまたは１５００°Ｆに冷却された。いくつかのサンプルは再加熱プロセス１４０（図３）にさらされ、ここで約１１００°Ｆの温度で約８時間均熱された。１４００°Ｆまたは１５００°Ｆの高い中間温度に冷却されかつ熟成されたサンプル（サンプルＡ３、Ａ５、Ａ９およびＡ１１）は中間温度に達すると室温に空冷された。高い中間温度に空冷され、熟成されないサンプル（Ａ４、Ａ６、Ａ１０およびＡ１２）は中間温度で４時間保たれ、次いで空冷された。

比較の要点として、サンプルＡ１３は、当業者が高い最終引張強さと高い破壊靭性とを達成するために提案し得る態様で熱処理された。特に、サンプルＡ１３は、ベータトランザス温度よりも低い約２０℃の温度で約４時間均熱され、１４５４°Ｆに炉冷され、３時間保たれ、次に室温に空冷され、１１５０°Ｆで８時間熟成された。

表１の結果は、アルファ−ベータＴｉ５５５３サンプルをこの発明の局面に従って室温に徐冷することにより引張強さと靭性とのバランスが著しく向上し得ることを示唆する。一般的な知識に従って処理されたサンプル、すなわちサンプルＡ１３は、この発明に従って室温に徐冷されたサンプルよりもいくらか高い引張強さを示した（サンプルＡ１、Ａ２、Ａ７およびＡ８）。しかしながら、サンプルＡ１３は、サンプルＡ１、Ａ２、Ａ７およびＡ８（伸びが１０〜１６．１％、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも７３ｋｓｉ√ｉｎかつ８９．１ｋｓｉ√ｉｎ程の高さ）のいずれよりもはるかに延性が低く（伸びが７．１％）、靭性が低かった（Ｋ_1Cの破壊靭性が４７ｋｓｉ√ｉｎ未満）。約１または２°Ｆ／ｍｉｎでの１４００〜１５００℃の中間温度への冷却が、より従来的なサンプルＡ１３の処理に勝る顕著な利点をもたらすようではなかった。

実施例 ２
ベータアニール後の再加熱プロセス１４０（図３）の影響が分析された。加えて、この発明の局面に従って処理された再加熱されたサンプルと再加熱されないサンプルとが共に、従来のアニールプロセスを用いて得られる結果と比較された。表２はこのテストの結果を列挙する。

３つのサンプルはすべてＴｉ５５５３合金であった。第１の２つのサンプル、すなわちＢ１およびＢ２はベータトランザス温度よりも高く加熱され、約２°Ｆ／ｍｉｎの速度で室温に冷却された。次いで、サンプルＢ２は約１１００°Ｆに再加熱され、その温度で約８時間保たれた。Ｂ１は次の再加熱プロセス１４０（図３）なしでテストされた。第３のサンプル、すなわちサンプルＢ３は、ベータトランザス温度よりも低い約１００°Ｆの温度でアニールし、次いで約１１００°Ｆの温度に空冷し、その温度で熟成してからテストすることにより、より従来的に熱処理された。

従来の空冷プロセスにさらされるサンプル、すなわちサンプルＢ３は降伏強さおよび最終引張強さが１８０ｋｓｉ以上であったが、この従来のサンプルはかなり脆く、Ｋ_1Cの破壊靭性が３７ｋｓｉ√ｉｎ未満であった。徐冷されたサンプルＢ１およびＢ２の引張強さはより低いが、それらの破壊靭性はサンプルＢ３の破壊靭性の２倍以上であった。これにより、これらサンプルは従来の熱処理よりもはるかに良好にいくつかの応用例、たとえば航空機内の負荷のかかる部材、に適合する。

表２はまた、再加熱プロセス１４０（図３）の驚くべき結果を強調する。向上した靭性のために強度を犠牲にせずに、予想され得るように、再加熱プロセス１４０が靭性を高め、サンプルＢ２の降伏および最終強さを高めた。

実施例 ３
徐冷プロセス１２０（図３）は複数のベータチタン合金およびアルファ−ベータチタン合金に利点をいくらか与えるようであるが、これらの利点は２ｗｔ．％を超えるモリブデンを含む合金に対してより顕著である。表３は、４つの異なるサンプル、Ｃ１〜Ｃ４に対する強さおよび靭性の測定値を列挙し、これらサンプルの各々はそのベータトランザス温度よりも高い温度に加熱され、約２°Ｆ／ｍｉｎの速度で約１１００°Ｆに冷却され、約１１００°Ｆで約８時間保たれ、次いで室温に空冷された。

サンプルＣ３およびＣ４は良好な延性を示すが、降伏引張強さが１１５ｋｓｉ未満であり、最終引張強さが１３２ｋｓｉ以下である。いくつかの目的には適切であるが、同様の結果は、航空宇宙の応用例で用いられる鍛錬され圧延アニールされたＴｉ６４、すなわちチタン合金を用いて得ることができる。サンプルＣ３はモリブデンを含まず、サンプルＣ４は２ｗｔ．％のモリブデンしか含まない。他の２つのサンプルは、各々が２ｗｔ．％を超えるモリブデンを含むが、サンプルＣ３およびＣ４よりもはるかに優れた強さと靭性と
のバランスを示した。表２におけるサンプルＢ１およびＢ２は、表３におけるサンプルＣ１およびＣ２と同様に、少なくとも５ｗｔ．％のモリブデンを含む。これら４つのサンプルはすべて、Ｃ３およびＣ４に対して測定された引張強さよりも優れた引張強さを有し、これにより、この発明に従った徐冷プロセス１２０（図３）が少なくとも５ｗｔ．％のモリブデンを含むチタン合金に対して特に有益であることが示唆される。

実施例 ４
徐冷プロセス１２０（図３）における冷却速度の影響がＴｉ５５５３合金のサンプルに対して分析され、表４にその結果が列挙される。各サンプルはそのベータトランザス温度よりも高い温度に加熱され、特定の冷却速度で室温に冷却され、約８時間１１００°Ｆに再加熱され、空冷された。

約３３°Ｆ／ｍｉｎの速度（２０００°Ｆ／ｈｏｕｒ）で冷却されたサンプルＤ４は、延性および破壊靭性の両方においてやや実質的な低下を示し、７３ｋｓｉ√ｉｎ以上から（サンプルＤ３は約１７°Ｆ／ｍｉｎで冷却される）４８ｋｓｉ√ｉｎ未満に低下した。このような低い破壊靭性により、サンプルＤ４は、たとえば航空宇宙の応用例における負荷のかかる多くの部材にとって不適切となるだろう。サンプルＤ１〜Ｄ３に対する結果は、３０°Ｆ／ｍｉｎ以下、たとえば１７°Ｆ／ｍｉｎ未満の遅い冷却速度が少なくとも航空宇宙の応用例に対してはより適切であることを示す。

表４はまた、より遅い冷却速度で延性および破壊靭性を向上し得ることを示唆するが、ただし、これは引張強さをいくらか犠牲にするおそれがある。より高い引張強さが求められる応用例については、約１°Ｆ／ｍｉｎを超えるが約３０°Ｆ／ｍｉｎ未満である冷却速度、たとえば約８°Ｆ／ｍｉｎ（５００°Ｆ／ｈｒ）〜約１７°Ｆ／ｍｉｎ（１０００°Ｆ／ｈｒ）の冷却速度が、引張強さと延性と破壊靭性との優れたバランスを提供し得る。

実施例 ５
今日の航空宇宙の応用例における大抵のより厚いチタンベース部分は鍛錬されたＴｉ６４を含む。このような部分は典型的には、ベータトランザス温度よりも低い約５０〜１００°Ｆの温度で形成され、たとえば軍用規格ＭＩＬ−Ｈ−８１２００Ｂに記載される圧延アニールプロセスに従って圧延アニールされる。鍛錬されたＴｉ６４に対する典型的な最終引張強さは一般に約１３０〜１４０ｋｓｉのオーダであり、Ｋ_1Cの破壊靭性は典型的には約５０ｋｓｉ√ｉｎ前後である。

完成部分を生産するのに高温形成プロセスおよびその後の機械加工が必要であるとすれば、鍛錬されたＴｉ６４部分は同じ合金から注型された部分よりもかなり費用がかかる。残念ながら、注型部分に対する最低要件は一般的に鋳造部分に対する要件よりも高い。と
いうのも、注型部分上のさまざまな場所が、通常、類似の鋳造部分上の同じ場所よりも著しく冷却速度の変動を被るからである。米国連邦航空局（ＦＡＡ）は、たとえば、注型部分が２５％の安全係数を含むはずであること、すなわち、一部分に対し予想される最大許容荷重が、その部分に対する特定の要件を満たすかどうかを判断するために２５％だけ減じられることを規定する。たとえば、この規定が６０ｋｓｉの最大許容荷重を有する部分を必要とする場合、注型部分は８０ｋｓｉの公称最大許容荷重を有する必要があるだろう（８０ｋｓｉの２５％未満は６０ｋｓｉである）。

この発明の局面に従って熱処理されたＴｉ合金から大部分を注型する実行可能性をテストするために、不規則な形状と最大約０．７５インチの厚さとを有するテスト部分が注型された。注型部分は型において形成され、約１６５０°Ｆで約２時間約１５ｋｓｉの圧力で熱間静水圧圧縮成形されて密度を向上させる。この注型部分が、この発明の局面に従ってベータトランザス温度よりも高く加熱され、徐冷され（図３におけるプロセス１２０）、再加熱された（図３におけるプロセス１４０）。この注型部分における合金は約１６８ｋｓｉの最終引張強さを示した。上述の２５％の安全係数だけ減じられると、部品設計で用いられる有効な最終引張強さは約１２６ｋｓｉであるだろう。これは、好ましくは、鍛錬されたＴｉ６４には典型的な１３０ｋｓｉ〜１４０ｋｓｉの最終引張強さに匹敵し、このことは、この発明の実施形態に従った注型および熱処理された部分がその設計規格を満たすために鍛錬されたＴｉ６４部分よりもわずかに厚い（たとえば５％厚い）だけでよいことを意味する。注型部分に対する製造費用は典型的には鍛錬部分のための費用よりも安いので、従来の鍛錬されたＴｉ６４を用いるのではなく部分を注型できることにより費用の大幅な節約が可能になり得、これは、わずかにより厚い部分に対する要件を相殺して余りあるだろう。

この発明の局面に従って鋳造部分を熱処理することにより、また、従来の鍛錬されたＴｉ６４部分に勝る有意な利点をもたらし得る。この発明に従った鋳造部分に対する熱処理方法１００の有効性を示すために、ＢＯＥＩＮＧ７４７のための、いくつかの区域が１０インチ厚である主着陸装置のビームがこの発明の局面に従ってＴｉ５５５３から鋳造され、ベータトランザス温度よりも高く加熱され、徐冷および再加熱された。１０インチ厚の区域における従来の空冷され鍛錬されたＴｉ６４合金の最終引張強さは極めて不良であると予想され得る。細心の注意を払うと、約１３０ｋｓｉのオーダでこのような１０インチ厚の区域に対する最終引張強さを達成できる可能性がある。主着陸装置のビームのテスト注型物の１０インチ厚区域は、ただし、１５８ｋｓｉを超える最終引張強さと７５ｋｓｉ√ｉｎを超える破壊靭性とを示した。したがって、この発明の実施形態に従って製造されたチタンベースの合金部分は、同じ寸法の典型的な鍛錬されたＴｉ６４部分よりもかなり強く、おそらくはより耐久性があるだろう。代替的には、この発明の局面に従って熱処理される部分は、同じ応用例に対する鍛錬されたＴｉ６４部分よりも薄くかつ軽い可能性がある。

Ｃ．特定の応用例
この発明の実施形態に従って製造された金属部材は、軽量で強度および靭性のある材料を必要とするいかなる状況でも用いることができる。このような金属部材は、たとえば航空宇宙の応用例において負荷のかかる構造部材として用いられてもよい。上述のように、この発明の局面は航空機を製造する方法を提供し、その方法は図３に概説される熱処理方法１００に類似の熱処理を含み得る。

図５には、この発明の局面に従って製造された構造部材２１０を含む航空機２００が概略的に示される。この特定の実施例においては、構造部材２１０は前部着陸装置アセンブリ２１５および主着陸装置アセンブリ２２０の要素として概略的に示されるが、この構造部材２１０は適切ないかなる許容荷重でも用いることができる。

実施形態に従って航空機を製造する方法は、構造部材を形成するステップと、構造部材を航空機に組立てるステップとを含む。構造部材はチタンベースの合金（たとえば、少なくとも５０ｗｔ．％のＴｉと少なくとも５ｗｔ．％のモリブデンとを含む合金）を、注型または鋳造を含むいかなる所望の方法でも有用な形状に形成することにより形成され得る。この形成された合金は、たとえば、形成された合金を合金のベータトランザス温度よりも高い温度に加熱し（加熱プロセス１１０）、３０°Ｆ／ｍｉｎを超えない速度でベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却する（徐冷プロセス１２０）ことにより、概して上述のように熱処理プロセス１００にさらされ得る。一実施形態では、結果として得られる構造部材の合金は、最終引張強さが少なくとも約１４０ｋｓｉ、たとえば１５０ｋｓｉ以上であり得る。合金はまた、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約５０ｋｓｉ√ｉｎ、たとえば７０ｋｓｉ√ｉｎであり得る。

必要な場合、熱処理された構造部材は、所望の最終完成寸法を与えるべくさまざまな形成後作業、たとえば機械加工、にさらされてもよい。完成した構造部材はいかなる好適な方法、たとえばボルト締め、溶接または他のいかなる公知の態様でも航空機に組立てられ得る。航空機の構造部材を組立てるための技術は当該技術においては周知であり、ここで詳述される必要はない。

この発明の上述の実施形態は、網羅的であること、またはこの発明を以上に開示される正確な形に限定することを意図するものではない。この発明の特定の実施形態およびこの発明に対する実施例は例示の目的で上述されるが、当業者は同等のさまざまな変形例がこの発明の範囲内で可能であることを理解するだろう。たとえば、工程は所与の順序で示されるが、代替的な実施形態はステップを異なる順序で実行してもよい。この明細書中に記載されるさまざまな実施形態はさらなる実施形態を提供するよう組合わされ得る。

文脈が上述の記載および添付の特許請求の範囲を通じて明らかに必要としない限り、「含む」（comprise）、「含んでいる」（comprising）などの言葉は、排他的または網羅的な意味とは反対の包括的な意味に、すなわち「含んでいるが、それに限定されない」（including, but not limited to）という意味に解釈されるべきである。リストの項目に関連した請求項における「または」（or）という言葉の使用は、ａ）リストにおける項目のいずれか、ｂ）リストにおける項目のすべて、およびｃ）リストにおける項目のいずれかの組合せを包含することを意図するものである。

一般的に、添付の特許請求の範囲で用いられる用語は、上述の記載がこのような用語を明確に規定しない限り、この発明を明細書中に開示される特定の実施形態に限定するものと解釈されるべきではない。この発明のいくつかの局面はいくつかの請求項の形で添付の特許請求の範囲に示されるが、発明者はいくつもの形の請求項でこの発明のさまざまな局面について企図する。したがって、発明者は、この発明の他の局面に対してこのような追加の請求項の形を追求するために、本願の出願後に追加の請求項を加える権利を留保する。

従来的に処理されたベータアニールされたＴｉ６４板を２００倍の倍率で撮った顕微鏡写真を示す図である。 従来的に処理されたＴｉ６２４２注型物を２００倍の倍率で撮った顕微鏡写真を示す図である。 この発明の実施形態に従った熱処理の局面を概略的に示すフローチャートである。 この発明の実施形態に従って熱処理されたＴｉ５５５３合金を２００倍の倍率で撮った顕微鏡写真を示す図である。 この発明の実施形態に従ったチタン合金構造部材に対する１つの可能な応用例を概略的に示す飛行機の斜視図である。

符号の説明

１００ 熱処理方法、１１０ 加熱プロセス、１２０ 徐冷プロセス、１３０ 最終冷却プロセス、１４０ 再加熱プロセス、２００ 航空機、２１０ 構造部材、２１５ 前部着陸装置アセンブリ、２２０ 主着陸装置アセンブリ。

Claims (42)

1. 金属部材を形成する方法であって、
   合金を有用な形状に形成するステップを含み、前記合金は少なくとも約５０重量％のチタンと少なくとも約５重量％のモリブデンとを含み、前記方法はさらに、
   前記合金を、約５°Ｆ／ｍｉｎ以下の冷却速度で前記合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度から前記ベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却するステップと、
   その後、約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で約１〜１２時間前記合金を処理するステップとを含む、方法。
2. 前記冷却速度は約１°Ｆ〜約５°Ｆである、請求項１に記載の方法。
3. 前記第２の温度は１４００°Ｆ未満である、請求項１に記載の方法。
4. 前記第２の温度は１００°Ｆ未満である、請求項１に記載の方法。
5. 前記冷却速度は第１の冷却速度であり、前記方法はさらに、前記合金を、前記第１の冷却速度よりも速い第２の冷却速度で前記第２の温度から室温に冷却するステップを含む、請求項１に記載の方法。
6. 前記合金を前記第２の温度から室温に空冷するステップをさらに含む、請求項１に記載の方法。
7. 前記金属部材の微細構造はベータ相と微細な針状のアルファ相とを含む、請求項１に記載の方法。
8. 前記合金は前記ベータトランザス温度よりも低い形成温度で形成され、前記形成された合金を前記第１の温度に加熱するステップをさらに含む、請求項１に記載の方法。
9. 前記合金を冷却する前に、前記合金を前記ベータトランザス温度よりも高い第１の温度で注型するステップをさらに含む、請求項１に記載の方法。
10. 前記有用な形状は最大の厚さが少なくとも約６インチであり、処理された合金は、最終引張強さが少なくとも約１５０ｋｓｉで、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約７０ｋｓｉ√ｉｎである、請求項１に記載の方法。
11. 負荷のかかる構造部材を含む航空機であって、前記構造部材は請求項１の方法によって形成される金属部材を含む、航空機。
12. 金属部材を形成する方法であって、
    合金を有用な形状に形成するステップを含み、前記合金は少なくとも約５０重量％のチタンと少なくとも約５重量％のモリブデンとを含み、前記方法はさらに、
    前記合金を、約３０°Ｆ/ｍｉｎ以下の冷却速度で前記合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度から室温に冷却するステップと、
    その後、約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で約１〜１２時間前記合金を処理するステップとを含む、方法。
13. 前記冷却速度は少なくとも約１°Ｆである、請求項１２に記載の方法。
14. 前記冷却速度は約１°Ｆ〜約５°Ｆである、請求項１２に記載の方法。
15. 前記金属部材の微細構造はベータ相と微細な針状のアルファ相とを含む、請求項１２に記載の方法。
16. 前記合金は、前記ベータトランザス温度よりも低い形成温度で形成され、前記形成された合金を前記第１の温度に加熱するステップをさらに含む、請求項１２に記載の方法。
17. 前記合金を冷却する前に、前記合金を、前記ベータトランザス温度よりも高い第１の温度で注型するステップをさらに含む、請求項１２に記載の方法。
18. 前記有用な形状は最大の厚さが少なくとも約６インチであり、前記処理された合金は、最終引張強さが少なくとも約１５０ｋｓｉで、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約７０ｋｓｉ√ｉｎである、請求項１２に記載の方法。
19. チタンベースの合金を熱処理する方法であって、
    前記合金を、３０°Ｆ／ｍｉｎ未満の冷却速度で前記合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度から前記ベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却するステップを含む、方法。
20. 前記冷却速度は少なくとも約１°Ｆである、請求項１９に記載の方法。
21. 前記冷却速度は約１°Ｆ〜約５°Ｆである、請求項１９に記載の方法。
22. 前記第２の温度は１４００°Ｆ未満である、請求項１９に記載の方法。
23. 前記第２の温度は１００°Ｆ未満である、請求項１９に記載の方法。
24. 前記冷却速度は第１の冷却速度であり、前記方法はさらに、前記合金を前記第１の冷却速度よりも速い第２の冷却速度で前記第２の温度から室温に冷却するステップを含む、請求項１９に記載の方法。
25. 前記合金を前記第２の温度から室温に空冷するステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
26. 前記第２の温度は７００°Ｆ未満であり、前記合金を、少なくとも約７００°Ｆであるが前記ベータトランザス温度よりも低い第３の温度に加熱するステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
27. 前記第２の温度は７００°Ｆ未満であり、前記合金を約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で加熱するステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
28. 前記第２の温度は７００°Ｆ未満であり、前記第２の温度に冷却した後、前記合金を約７００〜１１００°Ｆの第３の温度で約１〜１２時間熱処理するステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
29. 前記合金は少なくとも約５重量％のモリブデンを含む、請求項１９に記載の方法。
30. 前記合金は、前記第２の温度では、微細な針状のアルファ相を含むベータ微細構造を含む、請求項１９に記載の方法。
31. 前記合金を冷却する前に、前記合金を前記ベータトランザス温度よりも低い形成温度で形成するステップと、前記形成された合金を前記ベータトランザス温度よりも高く加熱するステップとをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
32. 前記合金を冷却する前に、前記合金を前記ベータトランザス温度よりも高い注型温度で注型するステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
33. 負荷のかかる構造部材を含む航空機であって、前記構造部材は請求項１９の方法によって形成される金属部材を含む、航空機。
34. 航空機を製造する方法であって、
    構造部材を形成するステップを含み、前記構造部材は、
    ５０重量％を超えるチタンと少なくとも約５重量％のモリブデンとを含む合金を有用な形状に形成するステップと、
    前記合金を、約３０°Ｆ／ｍｉｎ以下の冷却速度で前記合金のベータトランザス温度よりも高い第１の温度から前記ベータトランザス温度よりも低い第２の温度に冷却するステップと、
    前記航空機において負荷のかかる位置にあり、かつ最終引張強さが少なくとも約１５０ｋｓｉで、Ｋ_1Cの破壊靭性が少なくとも約７０ｋｓｉ√ｉｎである前記構造部材を前記航空機に組立てるステップとによって形成される、方法。
35. 前記冷却速度は約１°Ｆ〜約５°Ｆである、請求項１６に記載の方法。
36. 前記第２の温度は１４００°Ｆ未満である、請求項１６に記載の方法。
37. 前記第２の温度は１００°Ｆ未満である、請求項１６に記載の方法。
38. 前記冷却速度は第１の冷却速度であり、前記方法はさらに、前記合金を前記第１の冷却速度よりも速い第２の冷却速度で前記第２の温度から室温に冷却するステップを含む、請求項１６に記載の方法。
39. 前記合金を前記第２の温度から室温に空冷するステップをさらに含む、請求項１６に記載の方法。
40. 前記構造部材の微細構造はベータ相と微細な針状のアルファ相とを含む、請求項１６に記載の方法。
41. 前記合金は前記ベータトランザス温度よりも低い形成温度で形成され、前記形成された合金を前記第１の温度に加熱するステップをさらに含む、請求項１６に記載の方法。
42. 前記合金を冷却する前に、前記合金を前記ベータトランザス温度よりも低い第１の温度で注型するステップと、前記形成された合金を前記ベータトランザス温度よりも高く加熱するステップとをさらに含む、請求項１６に記載の方法。