JP2008502808A

JP2008502808A - 熱処理を行った近β型チタン合金鋳造品

Info

Publication number: JP2008502808A
Application number: JP2007527743A
Authority: JP
Inventors: ステュワートジョンヴェック; デイヴィッドエス．リー
Original assignee: ホーメットコーポレーション
Priority date: 2004-06-10
Filing date: 2005-06-09
Publication date: 2008-01-31
Also published as: WO2005123976A3; EP1786943A2; EP1786943A4; RU2007100129A; WO2005123976A2

Abstract

この発明は、近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金の熱処理方法、および第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなる熱処理済みの精製したウィドマンステッテンミクロ構造を有する近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品。この熱処理により、耐負荷構造が要求される用途において、熱処理済み近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品につき要望の引張強さと延性との組合せを有する硬さが生じる。
【選択図】図１

Description

この発明は、熱処理を行った近β型チタン合金鋳造品に係り、特に近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金の熱処理方法及びその熱処理を行った近β型チタン合金鋳造品に関するものである。

合金としては、近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金が知られている。
従来、近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金には、鋳造し任意に熱間等方加圧（ＨＩＰ、熱間静水圧プレス）を行うものがある。
ＥＰ出願第２００３／０１６４２１２号公報特開平９−７９０６５号公報

ところで、従来、鋳造し任意に熱間等方加圧（ＨＩＰ、熱間静水圧プレス）を行った近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金においては、その強度や延性といった機械的性質を改良して、要望の機械的性質の組み合わせを有するようにする必要があった。

そこで、この発明は、近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金の熱処理方法及び第１α相析出物とβ相マトリックスに析出する第２α相析出物とからなるウィドマンステッテン（Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎ）ミクロ構造を有する熱処理を行った近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品を提供することにある。

この発明は、第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造を有するチタン合金鋳造品である。

この発明の近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金は、第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造を有し、熱処理により、耐負荷構造が要求される用途において、熱処理済み近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品につき要望の引張強さと延性との組合せを有する硬さが生じる。

この発明は、引張強さと延性との組合せを有する硬さが生じさせる目的を、第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造によって実現するものである。
以下、図面に基づいてこの発明の実施例を詳細且つ具体的に説明する。

この発明は、近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金の熱処理方法、とりわけ鋳造および任意に熱間等方加圧した近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金の熱処理方法、および熱処理済みの精製（ｒｅｆｉｎｅ）したウィドマンステッテンミクロ構造を有する近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品を提供するものである。近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金は、α／β変態温度以上の液温から急冷可能であって、室温への急冷時にβ相の一部または全部が維持されている。例示のためであるが、本発明により熱処理される近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金（Ｔｉ−５５５３合金と呼ぶ）は、重量％で、約４．４〜約５．７％のＡｌ、約４．０〜約５．５％のＭｏ、約４．０〜約５．５％のＶ、約２．５〜約３．５％のＣｒ、約０．３〜約０．５％のＦｅ、および残部チタンで構成される。表１は、例示の合金組成（基準値）および実際の（対象）合金組成を示すものである。

［表１］

このＴｉ−５５５３合金は、隔壁（バルクヘッド）鋳造品やランディングギアの部品等の機体の構造部品を含む（これに限定されない）、鋳造の耐負荷構造部品として使用される可能性がある。機体構造部品として使用する場合には、合金につき周知の「ロストワックス」法を使用したインベストメント鋳造を行ってから鋳造品を熱間等方加圧（ＨＩＰ）を行って（例えば華氏１６５０度（摂氏約９００度）、１５ｋｓｉ（１０３ＭＰａ）、２時間）、要望の機体構造部品の形状にするのが通常である。それからこの熱間等方加圧を行った機体構造の鋳造品は、要望の機械的性質（例えば引張強さや延性）の組み合わせを有するよう本発明の熱処理が行われる。もちろん本発明は、別の鋳造方法を用いた鋳造部品に対する熱処理も想定している。

この発明の例示の真空（バキューム）熱処理は、当該合金のα／β変態温度（Ｔｉ−５５５３合金の場合は華氏１５８０度（摂氏８６０度））を超える所定時間の固溶化熱処理を行い、比較的過冷却となるようα／β変態温度より低温のエージング温度（変態温度より低温の例えば少なくとも華氏４００度（摂氏約２０４度））に冷却し、それから、金属顕微鏡により試料断面を観察した場合に針状の第１α相と、金属顕微鏡により試料断面を観察した場合にβ相マトリクスに析出した針状の第２α相とを有する二重精製のウィドマンステッテンミクロ構造が形成されるようエージング温度でエージング処理を行う。特定の理論に限定する意図はないが、まずエージング温度への冷却制御時により粗いα小板（ｐｌａｔｅｌｅｔ）が凝集（ｎｕｃｌｅａｔｅ）してそれが成長し、そしてそれに続いて行うエージング処理時に残部の維持されたβ相から第２α小板が凝集してそれが成長するものであると思われる。真空熱処理により、熱処理したＮｅａｒβ型チタン合金鋳造品につき要望の引張強さと延性との組み合わせとなるような硬さが生じる。熱処理は不活性ガスや合金に対して不利に反応しない他のガスの雰囲気中で行うことができるので、本発明は真空熱処理に限定されるものではない。

上記のＴｉ−５５５３合金の場合、好ましい真空熱処理（例えば１ｘ１０−^４〜１ｘ１０−^５トルで行われる）においては、任意に熱間等方加圧した鋳造品に対して華氏１６２０度（摂氏約８８０度）で２時間の溶液処理を行い、それから、３００グラム負荷で測定したビッカーズ硬さが約３８０（より一般には３７５〜３８５）となるよう、また上記のミクロ構造が生じるよう、華氏３００度（摂氏約１６７度）／時間の冷却速度で華氏約１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）まで真空冷却し、それから例えば華氏１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）のエージング温度で真空８時間のエージング処理を行う。華氏３００度（摂氏約１６７度）／時間の冷却速度は、真空熱処理炉のパワーダウンコンピュータ制御によって実現できる。熱処理の後、その鋳造品は、熱処理炉において室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）を行う。あるいは、鋳造品がより低い温度に冷却されてから、熱処理炉において室温までガスファン冷却（ＧＦＣ）してもよい。それから鋳造品は、例えば華氏１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）に再加熱し、華氏１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）のエージング温度で例えば８時間のエージング処理が行われる。

所定の機体構造鋳造品（例えば障壁）の場合、ビッカーズ硬さが約３８０（３００グラム負荷を用いて測定している）であれば、熱処理をした近（Ｎｅａｒ）β型チタン合金鋳造品につき好ましい引張強さや延性の組み合わせとなる。例えば、このようなビッカーズ硬さを有するＴｉ−５５５３鋳造品の場合、好ましい引張強度や延性の組み合わせ、すなわち、室温極限引張強さ（ＵＴＳ）が１６４Ｋｓｉ（１１３０ＭＰａ）、室温降伏強さ（ＹＳ）が１５０Ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）、および伸延性（Ｅｌ）が延性７〜９％という組み合わせとなる。Ｔｉ−５５５３合金は、鋳造品の厚さが例えば１．５〜２インチ（３．８１〜５．０８センチメートル）の広範囲にわたる均一で高強度のミクロ構造を生じさせるため、本発明による熱処理を行うことができる。

図３Ａ、図３Ｂ、図４Ａ、図４Ｂ、図５Ａ、図５Ｂ、図６Ａ、図６Ｂは、華氏１６２０度（摂氏約８８０度）の液温からの、異なった様々な冷却速度やエージング温度によって生じたウィドマンステッテンミクロ構造、およびそれにより達成できたビッカーズ硬さを示している。図６Ａ、図６Ｂは、本発明により熱処理したミクロ構造が、顕微鏡写真では粗い針状のものとして現れている（粗い）第１α相と、冷却およびエージング時にβ相マトリクスに析出した顕微鏡写真では第２の針として現れている（細かい）第２α相との組み合わせからなることを、より明瞭に示している。図１は、液温からのそれぞれ異なったエージング温度および異なった冷却速度で測定したビッカーズ硬さを示している。図２は、ビッカーズ硬さと室温強度および延性との関連を示している。

上記の好ましい熱処理（冷却速度は華氏３００度（摂氏約１６７度）／時間、エージング温度は華氏１０００度（摂氏約度５４０度））と比較するための真空熱処理試験において、液温からより急速の冷却速度（華氏５００度（摂氏約２７８度）／時間）で、およびより低速の冷却速度（華氏１００度（摂氏約５６度）／時間）で測定したことは、図１から明らかである。さらに、華氏１０５０度（摂氏約５６６度）および華氏１１００度（摂氏約５９３度）のエージング温度で測定した。図１に示した選択的なこれらの冷却速度およびエージング温度により、上記の好ましい真空熱処理により生じる機械的性質の最適組み合わせに匹敵するビッカーズ硬さおよびそれに応じた機械的性質の組み合わせが生じた。

この発明においては、上記の好適な真空熱処理により生じる機械的性質の最適組み合わせを達成するため、選択的な冷却速度およびエージング温度を使用する。例えば、液温からの華氏５００度（摂氏約２７８度）／時間の冷却速度、および華氏１０６０度（摂氏約５７１度）で８時間のエージング温度により、かかる最適な機械的性質の組み合わせが生じる。本発明を実施する際には、所定用途における機械的性質の最適組み合わせを得るためには、過冷却制御（さらにα相の凝集密度）およびエージング制御によって、熱処理済みのミクロ構造の精製およびこれに伴うビッカーズ硬さを制御することが必要となる。

図７は、室温および上昇温度（華氏８００度（摂氏約４２７度）まで）での熱処理済みのＴｉ−５５５３合金（ビッカーズ硬さ約３８０）の機械的性質を示している。図８は、所定室温での本発明による熱処理済みのＴｉ−５５５３鋳造品の機械的性質とＴｉ−６Ａ１−４Ｖ鋳造品（Ｔｉ−６４と呼ぶ）の機械的性質とを比較した表である。熱処理済みのＴｉ−５５５３合金は、その極限引張強さ（ＵＴＳ）および引張降伏強さ（ＴＹＳ）が、同様の延性を有するＴｉ−６Ａ１−４Ｖ鋳造品と比較して、向上したといえる。また、Ｔｉ−５５５３合金の極限圧縮強さ、ベアリング極限引張強さ（ＵＴＳ）、ベアリング降伏強さ（ＹＳ）は、Ｔｉ−６Ａ１−４Ｖ鋳造品と比較して、向上したと言える。

図９は、熱処理済みＴｉ−５５５３鋳造品およびＴｉ−６Ａ１−４Ｖ（Ｔｉ−６４と呼ぶ）鋳造品の室温での高サイクル疲労（ＨＣＦ）強度のグラフである。熱処理済みＴｉ−５５５３鋳造品の室温の高サイクル疲労（ＨＣＦ）強度は、Ｔｉ−６Ａ１−４Ｖ（Ｔｉ−６４と呼ぶ）鋳造品よりもかなり良好になっている。熱処理済みＴｉ−５５５３鋳造品の室温の高サイクル疲労（ＨＣＦ）強度は、鍛錬用チタン合金とほぼ等しい（例えばＨＣＦ強度は１０７サイクルで１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ））。さらに、熱処理済みＴｉ−５５５３鋳造品の破壊靭性は良好である。

本発明がその実施例に関して詳細に開示されたが、当業者は、本発明の請求の範囲の趣旨から逸脱せずに種々応用改変が可能であることが理解できよう。

近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５Ａ１５Ｍｏ−５Ｖ−３Ｃｒ（Ｔｉ−５５５３）合金の種々の冷却速度についてのエージング（時効）温度に対するビッカーズ硬さのグラフである。所定のデータ点において、極限引張強さ、降伏強さ、および伸張率が示されている。熱処理を行った近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金の、ビッカーズ硬さに対する極限引張強さ（ＵＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、および伸延性（Ｅｌ）を示す相関図である。［図３Ａ］、［図３Ｂ］は、熱処理を行った近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金の１０００倍の顕微鏡写真であって、顕微鏡写真の断面（すなわち、合金本体における第１および第２の小板状α相析出物を通る断面）において、第１、第２の針状α相析出物からなるウィドマンステッテンミクロ構造を示している。［図４Ａ］、［図４Ｂ］は、熱処理を行った近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金の１０００倍の顕微鏡写真であって、顕微鏡写真の断面（すなわち、合金本体における第１および第２の小板状α相析出物を通る断面）において、第１、第２の針状α相析出物からなるウィドマンステッテンミクロ構造を示している。［図５Ａ］、［図５Ｂ］は、熱処理を行った近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金の１０００倍の顕微鏡写真であって、顕微鏡写真の断面（すなわち、合金本体における第１および第２の小板状α相析出物を通る断面）において、第１、第２の針状α相析出物からなるウィドマンステッテンミクロ構造を示している。［図６Ａ］、［図６Ｂ］は、熱処理を行ったビッカーズ硬さが約３８０の近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金の２５００倍および１００００倍の顕微鏡写真であって、顕微鏡写真の断面（すなわち、合金本体における第１および第２の小板状α相析出物を通る断面）において、第１、第２の針状α相析出物からなるウィドマンステッテンミクロ構造を示している。室温から高温側における近（Ｎｅａｒ）β型Ｔｉ−５５５３合金鋳造品の強度および延性を示すグラフである。熱処理を行ったＴｉ−５５５３合金鋳造品およびＴｉ−６Ａ１−４Ｖ鋳造品（Ｔｉ−６４と呼ぶ）の室温での機械的性質を比較した表である。Ｔｉ−５５５３合金鋳造品およびＴｉ−６４鋳造品の室温（Ｔ＝華氏７０度（摂氏２１．１度））の高サイクル疲労（ＨＣＦ）強度を示すグラフである。この高サイクル疲労は、応力比Ｒ＝０．１でテストされた。

Claims

第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造を有することを特徴とする熱処理を行った近β型チタン合金鋳造品。
重量％で、約４．４〜約５．７％のＡｌ、約４．０〜約５．５％のＭｏ、約４．０〜約５．５％のＶ、約２．５〜約３．５％のＣｒ、約０．３〜約０．５％のＦｅ、および残部チタンで構成されており、第１α相とβ相マトリックスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造を有しており、３００グラム負荷で測定したビッカーズ硬さが約３７５〜３８５であることを特徴とする熱処理を行ったチタン合金鋳造品。
合金に対しα／β変態温度を超える固溶化熱処理を行い、α／β変態温度より低い少なくとも華氏４００度（摂氏約２０４度）の温度に冷却し、第１α相とβ相マトリクスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造が形成されるようエージング温度でエージング処理を行うことを特徴とする近β型チタン合金の熱処理方法。
熱処理の前に前記鋳造品に対し熱間等方加圧を行うことを含むことを特徴とする請求項３に記載の近β型チタン合金の熱処理方法。
重量％で、約４．４〜約５．７％のＡｌ、約４．０〜約５．５％のＭｏ、約４．０〜約５．５％のＶ、約２．５〜約３．５％のＣｒ、約０．３〜約０．５％のＦｅ、および残部チタンで構成される熱処理を行ったチタン合金鋳造品の熱処理方法であって、前記鋳造品に対しα／β変態温度を超える固溶化熱処理を行い、華氏１００〜５００度（摂氏約５６度〜２７８度）の冷却速度で華氏約１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）に冷却し、第１α相とβ相マトリクスに析出した第２α相とからなるウィドマンステッテンミクロ構造が形成されるエージング温度でエージング処理を行うことを特徴とするチタン合金鋳造品の熱処理方法。
熱処理の前に前記鋳造品に対し熱間等方加圧を行うことを含むことを特徴とする請求項５に記載のチタン合金鋳造品の熱処理方法。
３００グラム負荷で測定したビッカーズ硬さが約３７５〜３８５となることを特徴とする請求項５に記載のチタン合金鋳造品の熱処理方法。
前記固溶化熱処理は、華氏約１６２０度（摂氏約８８２度）で所定時間行われ、華氏約３００度（摂氏約１６７度）／時間の冷却速度で華氏約１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）に冷却し、ビッカーズ硬さが約３８０となるよう華氏約１０００〜１２００度（摂氏約５４０〜６５０度）のエージング温度で所定時間のエージング処理を行うことを特徴とする請求項５に記載のチタン合金鋳造品の熱処理方法。