JP2012503098A - 初期β鍛造によってチタン部品を製造する方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、チタン合金部品を製造する方法に関し：部品の温度が実質的に均一になるまで部品を温度Ｔ_１に加熱して、続いて部品の初期鍛造の操作を行い、続いてただちに部品を周囲温度まで焼戻すことと、部品を温度Ｔ_２に加熱して、続いて温度Ｔ_２までの部品の最終鍛造のための操作を行い、続いてただちに部品を焼戻すこととを含み、最終鍛造操作は、部品にこの最終形状を与えることが可能であり、温度Ｔ_１は前記合金のβ−トランサス温度より高く、温度Ｔ_２はβ−トランサス温度よりも低く、β−トランサス温度より上での部品の加熱が、温度Ｔ_１への加熱のみであり、初期鍛造は最終鍛造に先行し、前記初期鍛造は、部品の温度が実質的に均一になれば行われ、本方法は、初期鍛造の直後の焼戻しが１５０℃／分より高い速度で行われ、初期鍛造の間の変形率は０．７より大きいことを特徴とする。

Description

本発明は、チタン合金から部品を製造する方法に関する。さらに詳細には、本発明は、
前記部品の温度が実質的に均一であるように前記部品を温度Ｔ_１に加熱して、０．７を超える変形比によって前記部品に初期鍛造操作を行い、続いてただちに前記部品を周囲温度に急冷するステップと、
前記部品を温度Ｔ_２に加熱して、続いて前記温度Ｔ_２にて前記部品に最終鍛造操作を行い、続いてただちに前記部品を急冷するステップとを含み、前記最終鍛造操作が前記部品に最終形状を与えるために好適である、方法に関する。

チタン合金は、高温にて高レベルの応力を受けるある部品を製造するために、ハイテク用途で、特に航空機用タービンで使用される。純チタンは、２つの結晶学的形態：六方晶であり、周囲温度にて存在するα相と、体心立方晶であり、純チタンでは８８３℃に等しい、いわゆるβ−トランサス温度にて存在するβ相として存在する。他の元素と合金されたチタンの相図では、β相は、β−トランサス温度より上で見出され、この温度より下では、合金の元素によって変わる区域の上でα相とβ相が平衡になっている。αβ相は、α相とβ相との混合物によって構成される。特に合金元素は、β−トランサス温度を８８３℃付近で変化させる効果を有する。所望の特性を有するチタン合金の開発は特に、合金元素の選択および合金が受ける熱機械処理の選択に存する。

αβまたは擬α合金、例えばＴＡ６ＶおよびＴｉ６２４２合金の場合、合金はそれゆえ、β−トランサス温度より上ではβ相であり、周囲温度においてはそれぞれα相とβ相との平衡状態にあるか、または本質的にα相である。

以下の説明において、「β領域」という用語は、β−トランサス温度より上の温度範囲を示すために使用され、「αβドメイン」という用語は、α相とβ相が平衡である、β−トランサス温度のすぐ下の温度範囲を指すために使用される。

一例として、チタン合金からなる鍛造部品を製造する１つの本発明の方法は、すべてがαβドメインで行われる複数の鍛造パスを含む（温度Ｔ_１およびＴ_２はどちらも、β−トランサス温度よりも低い。）。このような鍛造範囲によって、マクロ構造を完全に再結晶化および精錬することはできない。鍛造の終了時に、合金ビレットに受け継がれたα相ノジュールの大型のコロニーが残っている（半完成形態）。「αノジュールのコロニー」という用語は、好ましい結晶方位を示す１つ以上のノジュールの群を指すために使用される。これらのコロニーは、部品が疲労に耐える能力を低下させる原因となる。

チタン合金から鍛造部品を製造する別の方法は、複数の鍛造パスを含み、これらのパスは、β領域で行われる大規模なパスを除いて、αβ領域にて行われる（ここで温度Ｔ_１はβ−トランサス温度よりも低いが、温度Ｔ_２はβ−トランサス温度よりも高い。）。より高温におけるこの最終パスによって、部品は成形しやすくなる。それにもかかわらず、この最終鍛造パスは、β−トランサス温度よりも高い温度で行われるため、以前のパスの間に自発的に得られたような部品の全体の微視的構造は無効にされる。さらに合金結晶粒（微視的構造）はより大きくなる傾向にあり、最終鍛造パスの変形比は、結晶粒の再結晶、それゆえ精錬を促進するほど十分な大きさでないことが多い（この最終鍛造パスの直前に、部品はすでにこの最終形状に近くなっているため）。結晶粒がより大きくなるので、部品の機械的特性は低下する。

さらに最終鍛造パスの間に使用される金型は形状が複雑であり（部品にこの最終形状を与えるために）、このことが均質でないマクロ構造を有する部品を生じさせる（わずかに変形した区域およびかなり変形した区域のどちらも存在する。）。この不均質性によって、部品内での機械的挙動の変動が生じる。

本発明は、このような欠点を改善しようとすることである。

本発明は、より均質であり、特に疲労に耐える能力に関して、より良好な機械的特性を有するチタン合金部品が得られるようにする方法を提案しようとすることである。

本目的は、温度Ｔ_１が合金のβ−トランサス温度よりも高いという事実、温度Ｔ_２がβ−トランサス温度よりも低いという事実、前記部品がβ−トランサス温度より上で加熱される時間が、温度Ｔ_１に加熱されるときのみであるという事実と、初期鍛造が前記最終鍛造に先行して、前記部品の温度が実質的に均一になるとただちに初期鍛造が行われるという事実と、１５０℃／分よりも高い速度で急冷が行われるという事実によって達成される。

これらの機構により、十分に高い温度での鍛造に起因する部品の高い変形比は、（より小さいサイズのβ結晶粒を得るために）微細構造を精錬して、部品の受け継がれた性質を除去する役割を果たす。β−トランサス温度未満では部品が実質的に等軸であるβ相結晶粒によって構成されるのは、これが最初の鍛造操作であることを考えると（この段階での部品の厚さは実質的に一定である。）、部品がまだ変形されていないためである。鍛造によりこれらの結晶粒が変形して、微細なβ結晶粒に再結晶する。これらの小型β結晶粒自体は、鍛造後の急冷の間に微細な針状α相に再結晶する。従って部品は、周囲温度にてα相の望ましくないノジュールを有さない。次に部品を十分急速に急冷するという事実と、次にβドメインに戻らないという事実によって、この精錬された微細構造は保存され、結晶粒成長が回避される。結果として、合金の微細構造は精錬され、さらに均質となる。それゆえ部品が疲労に耐える能力は改善される。

さらに超音波によって金属欠陥を検出する間に、バックグラウンドノイズが低下する。このようなバックグラウンドノイズは、微細構造の不均質性によって発生する。構造は一般により均質であるため、バックグラウンドノイズが低下して、それゆえ部品におけるいずれの金属欠陥もより微細に、より容易に検出することができるようになる。

本発明は、本発明の方法によって製造された回転体の形の航空機部品も提供する。

非制限的な例として与えた以下の実施の詳細な説明を読めば、本発明を十分に理解することが可能であり、この利点がより明らかとなる。説明は、以下の添付図面を参照する：

チタン合金から金属部品を製造するための本発明の方法を示す概略図である。 β−トランサス温度未満に加熱したチタン合金の顕微鏡写真である。 図２Ａの顕微鏡写真の拡大図である。 β−トランサス温度より上まで加熱したチタン合金の顕微鏡写真である。 図３の顕微鏡写真の拡大図である。 β−トランサス温度より上まで加熱して、次に変形比１で変形したチタン合金の顕微鏡写真である。 β−トランサス温度より上まで加熱して、次に変形比２．５で変形したチタン合金の顕微鏡写真である。

本発明の方法は、一般に、チタン合金の１つ以上の溶融物、前記合金をインゴットとして鋳造すること、および次に所与の熱力学サイクルを使用して鍛造することによって得られたビレットに適用される。

図１は、チタン合金から金属部品を製造するための本発明の方法のステップを示す図である。図では、横座標は増加する時間ｔを表し（目盛なし）、縦座標は、周囲温度Ｔ_Ａから上昇する、温度Ｔ（摂氏温度）を表す。時間ｔの関数としての部品の温度は、この図に曲線で示される。ステップ１において、部品は、この合金のβ−トランサス温度より高い温度Ｔ_１に加熱される。部品は、この温度Ｔ_１にて、部品の温度が実質的に均一であり、Ｔ_１に等しくなるのに十分な長さの時間長にわたって維持される（ステップ１−１）。温度のこのような維持は、ステップ１の平坦域によって表される。部品を温度Ｔ_１にて過剰に長い時間にわたって維持する必要がないのは、β−トランサス温度を超えて上昇するとα相のβ相への変換がただちに起こるためである。さらにβ−トランサス温度より上で部品をあまりに長い時間維持すると、結晶粒がより大きくなり、このことは最終部品の機械性能を低下させるために有害である。従って鍛造は、部品の温度が実質的に均質であり、Ｔ_１に等しくなったらすぐに、また工業プロセスの性能を考えて可能な限り早く行う必要がある。

β−トランサス温度より上に加熱されたチタン合金とβ−トランサス温度未満に加熱された同じ合金との間の微細構造の違いは、図２Ａおよび図２Ｂを図３Ａおよび図３Ｂと比較することによって示される。

図２Ａは、β−トランサス温度のすぐ下の温度に加熱され、鍛造を受けていないチタン合金の、顕微鏡によって撮影した写真である（この合金のβ−トランサス温度は１００１℃である。）。図２Ｂは、図２Ａで長方形の輪郭が描かれた区域の拡大図である。図２Ｂでは、配向構造が合金に存在し、特異的に配向した繊維が実質的に平行な針状結晶１０（細長結晶粒）によって構成されていることがわかる。

図３Ａは、図２Ａに示したのと同じであるが、β−トランサス温度のすぐ上の温度まで加熱された後で、鍛造を受けていないチタン合金を示す、顕微鏡を使用して撮影した写真である。図３Ｂは、図３Ａで長方形の輪郭が描かれた区域の拡大図である。β−トランサス温度を超えて上昇した後に、配向繊維は消失して、構造がより等方性であることがわかる。合金温度がβ−トランサス温度を超えるとすぐに、α相はβ相に変換され、これにより結晶粒サイズの増大を伴う微細構造の等軸再結晶化が引き起こされる。β−トランサス温度付近に加熱する前に部品に存在する応力は、きわめて大幅に除去される。それゆえ微細構造および合金の構造は、鍛造操作を受けるためにさらに適切である。

上で説明したように、部品の区域すべてが実質的に温度Ｔ_１になると起きるように、鍛造操作の間に部品全体がβ−トランサス温度よりも高い温度であること必要である。部品は次に、この最終形状にほぼ等しい中間形状を与えるために、Ｔ_１と実質的に等しい温度で鍛造される（ステップ１−２）。

この初期鍛造操作の間に、変形比は０．７より大きい。変形比Ｔ_ｄは、変形前の部品の厚さＨ_ｉと変形後のこの厚さＨ_ｆとの比の対数として定義される。

部品が変形していない場合（即ちＨ_ｆ＝Ｈ_ｉ）、ここで変形比Ｔ_ｄは０である。

好都合には、変形比は１より大きい。好ましくは、変形比は１．６より大きい。より高い変形比は、微細構造のより高度な精錬（結晶粒サイズの縮小）を引き起こし、これにより部品の耐疲労性が改善する。これらの微細構造の相違は、図４Ａおよび図４Ｂで見ることが可能であり、図４Ａおよび図４Ｂは、顕微鏡を使用して撮影された写真であり、それぞれ変形比１および変形比２．５を有するβドメインの、鍛造後のＴｉ６２４２合金を示す。本発明者らがこれらの試料に対して行った試験によって、このようなＴｉ６２４２合金の寿命が、１に等しい変形比での７８，０００サイクル（７７２ＭＰＡにて）から、２．５に等しい変形比での１３０，０００サイクルに達することが示された。

理想的には、β−トランサス温度より上での初期鍛造操作は、次の最終鍛造操作によって発生する応力を最小限に抑えるために、鍛造後の部品の形状が部品の最終形状と可能な限り近くなるように、金型を使用して実施すべきである。さらに単純な形状である（例えば平積みされた円錐台形金型、またはディアボロ形状の）金型を使用するには、鍛造操作の間に、物質が金型全体に自由に流動できるように、および物質が空洞に取り込まれるのを防止するように注意することができる。

例えばこの初期鋳造の直後には、部品の形状は円錐台型またはディアボロ型である。

部品がβドメインに鍛造操作を受けると、部品は１５０℃／分（１分当りの摂氏温度）よりも高い速度での鍛造温度Ｔ_１から周囲温度までの急冷（ステップ１−３）を受ける。この急速な急冷は、本発明者が行った機械試験の間に確認されたように、部品の細かい微小構造（微細結晶粒）を保存して、それゆえ部品の機械的特徴、特にこの弾性限界を最適化する役割を果たす。

好都合には、急冷は２００℃／分から４００℃／分の範囲にある速度で行われる。さらになお好都合には、急冷は２５０℃／分に実質的に等しい速度で行われ、この急冷速度において、本発明者が行った試験により機械的特徴が最も最適化されることが示されている。急冷は好ましくは、水中で行われる。

急冷後に、部品はβ−トランサス温度より低い温度Ｔ_２に加熱される（図１のステップ２に対応）。それゆえ合金は温度Ｔ_２においてαβドメインにあり、合金の微細構造は変更されない。初期鍛造の間に産生されたいずれの繊維（針状構造）も、このように保存される。部品が温度Ｔ_２に加熱されると（ステップ２−１）、最終鍛造操作が行われる（ステップ２−２）。

この最終鍛造には、周囲温度Ｔ_Ａまでの急冷（ステップ２−３）が続く。この急冷は、それゆえ部品の機械的特徴、特にこの弾性限界を最適化する役割を果たす。

ある状況下では、本発明の方法は、すべてαβドメインにおける（それゆえβ−トランサス温度より低い温度での）１つ以上の中間鍛造パスを含むことがあり、このパスは初期鍛造の後および最終鍛造の前に行われる。

ある状況下では、最終鍛造の後に、αβドメインにおける焼戻し操作が続くことが好都合であり得る。αβドメインにおけるこの鍛造焼戻し（図１のステップ３）は、それゆえβ−トランサス温度よりも低い温度にて行われる。それゆえ部品が最終鍛造の終了時に急冷されると（ステップ２）、部品は温度Ｔ_３に加熱され（ステップ３−１）、次に急冷を伴わずに（ステップ３−２）周囲温度に冷却される。Ｔｉ６２４２合金では、温度Ｔ_２は１０００℃にほぼ等しく、温度Ｔ_３は５９５℃に等しい。この焼戻し操作中に部品の鍛造はないため、部品の形状は変化しない。この焼戻しは、最終鍛造操作によって部品に発生した残留応力を低下させる役割も果たす。

最終鍛造と焼戻しとの間の（Ｔ_２からＴ_３の範囲にある温度における。）固溶化熱処理は無意味であり（最終鍛造はαβドメインにおいてであり、従ってあまり重度ではない。）、または有害でさえあり得る。

各種のチタン合金が本発明の上述の方法を受け得る。例えば使用されるチタン合金は、αβまたは擬αチタンファミリの合金である。特に合金は、ＴＡ６ＶまたはＴｉ６２４２（ＴＡ６Ｚｒ４ＤＥ）であり得る。一例として、これらの合金は航空機用タービンに使用される。

本発明者らがＴｉ６２４２合金に行った試験により、本発明の方法によって得た部品が従来技術の方法によって得た部品よりも優れた疲労特性を有することが示されている。

上述の方法によって製造された部品は、例えば航空機用タービンのディスクであり得る。一例として、部品は航空機用タービンのドラムであり得る。

ある状況下では、チタン合金の性質および処理される部品の種類に応じて、部品の一部のみがβ−トランサス温度より高温に加熱されて、本発明の方法が行われる。ここでこのような鍛造は、据込鍛造と呼ばれる。

Claims (11)

1. チタン合金から部品を製造する方法であって、
   前記部品の温度が実質的に均一であるように前記部品を温度Ｔ_１に加熱して、前記部品に初期鍛造操作を行い、続いてただちに前記部品を周囲温度まで急冷するステップと、
   前記部品を温度Ｔ_２に加熱して、続いて前記温度Ｔ_２にて前記部品に対して、前記部品に最終形状を与えるために好適である最終鍛造操作を行い、続いてただちに前記部品を急冷するステップとを含み、
   前記温度Ｔ_１が前記合金のβ−トランサス温度よりも高く、前記温度Ｔ_２がβ−トランサス温度よりも低く、βトランサス温度より上での前記部品の加熱が温度Ｔ_１までの加熱のみであり、前記初期鍛造が前記最終鍛造に先行し、および前記初期鍛造は前記部品の温度が実質的に均質になるとただちに行われ、前記方法が、前記初期鍛造の直後の前記急冷が１５０℃／分より高い速度で行われ、前記初期鍛造の間の変形比が０．７より大きいことを特徴とする、方法。
2. 前記変形比が１より大きいことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記変形比が１．６より大きいことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
4. 前記急冷が２５０℃／分に実質的に等しい速度にて行われることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記最終鍛造にαβ相焼戻し操作が続くことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記チタン合金がαβまたは擬αチタンファミリの合金であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
7. 前記チタン合金がＴＡ６Ｖ合金およびＴｉ６２４２合金から選択されることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
8. 初期鍛造直後の部品の前記形状が円錐台型またはディアボロ型であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。
9. 前記部品が航空機用タービンの回転体であることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。
10. 前記部品が航空機用タービンのディスクであることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。
11. 前記部品が航空機用タービンのドラムであることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。

Images