JP5850859B2 - 高強度チタンの生産 - Google Patents

Description

本開示は、高強度および高強靭性を有するチタン合金を生産する方法に関する。本開示による方法は、現在の特定のチタン合金生産方法で使用されている多段階熱処理を必要としない。

チタン合金は、概して高い比強度を示し、耐食性であり、かつ適度に高い温度でクリープに対して耐性がある。これらの理由から、チタン合金は、例えば、着陸装置部材およびエンジンフレームなどの重要な構造部品を含む、航空宇宙用途および航空用途で使用されている。また、チタン合金は、ローター、コンプレッサーブレード、油圧システム部品、およびナセルなどのジェットエンジン部品で使用されている。

純チタンでは、約８８２℃で同素変態が起こる。この温度以下で、チタンはα相と呼ばれる六方最密充填結晶構造を取る。この温度以上では、チタンはβ相と呼ばれる体心立方構造になる。α相からβ相への変態が起こる温度は、βトランザス温度（Ｔ_β）と呼ばれる。このβトランザス温度は、侵入型元素および置換型元素の影響を受けて、したがって不純物、より重要なことに、合金元素に依存する。

チタン合金では、合金元素は通常、α安定化元素またはβ安定化元素として分類される。α安定化元素（「α安定剤」）をチタンに加えると、βトランザス温度が上昇する。例えば、アルミニウムは、チタン用の置換型元素であり、かつα安定剤である。α安定剤であるチタン用の侵入型合金元素としては、例えば、酸素、窒素、および炭素が挙げられる。

チタンにβ安定化元素を加えると、βトランザス温度が低下する。β安定化元素は、結果として生じる状態図に依存して、β同形元素か、またはβ共析型元素のいずれかになり得る。チタンのβ同形合金元素の例としては、バナジウム、モリブデン、およびニオブがある。これらの十分な濃度のβ同形合金元素との合金により、βトランザス温度を室温までまたはそれ以下に下げることが可能になる。β共析型合金元素の例としては、クロミウムおよび鉄がある。さらに、他の元素、例えば、シリコン、ジルコニウム、およびハフニウムなどは、これらの元素がチタンおよびチタン合金のβトランザス温度にほとんど効果を及ぼさないという意味では中性である。

図１Ａは、α安定剤をチタンに加える効果を表す概略状態図である。α安定剤の濃度が上昇すると、βトランザス温度も上昇する。これは、βトランザス温度線１０が右上がり斜線であることから理解される。β相領域１２は、βトランザス温度線１０上方に位置し、かつβ相だけがそのチタン合金中に存在する状態図の領域である。図１Ａにおいて、α−β相領域１４は、βトランザス温度線１０の下方に位置し、α相とβ相の両方（α＋β）がそのチタン合金中に存在する状態図の上の領域である。α−β相領域１４の下方は、そのチタン合金中にα相だけが存在するα相領域１６である。

図１Ｂは、同形β安定剤をチタンに加える効果を示す概略状態図である。右下がり斜線βトランザス温度線１０が示すように、β安定剤の濃度が上昇するにつれて、βトランザス温度が低下する。βトランザス温度線１０の上方は、β相領域１２である。また、図１Ｂにおいて、α−β相領域１４およびα相領域１６は、β同形安定剤を含むチタンの概略状態図に存在する。

図１Ｃは、共析型β安定剤をチタンに加える効果を示す概略状態図である。状態図は、β相領域１２、βトランザス温度線１０、α−β相領域１４、およびα相領域１６を示す。加えて、図１Ｃの状態図にはさらに２相領域があり、これらの領域には、チタンの反応産物とともにα相またはβ相のいずれか、およびβ共析型安定化合金添加（Ｚ）を含む。

チタン合金は通常、それらの化学組成と、室温でのそれらのミクロ構造とによって分類される。商業的に純度の高い（ＣＰ）純チタンと、アルミニウムなどのα安定剤だけを含有するチタン合金とは、α合金と考えられる。これらは、本質的にα相から構成される主に単相の合金である。しかしながら、ＣＰチタンおよび他のα合金は、βトランザス温度以下でアニールされた後、通常約２〜５体積パーセントのβ相を含む。これはαチタン合金の鉄不純物で、一般的には安定化される。少量のβ相は、再結晶したα相の粒径を制御するために合金中で有用である。

ニアαチタン合金は、少量のβ相（通常は、１０体積パーセント未満）を含む。これにより、α合金と比較すると、室温抗張力の増加および４００℃以上の使用温度で耐クリープ性の増加をもたらす。代表的なニアαチタン合金は、約１重量パーセントのモリブデンを含み得る。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（Ｔｉ６−４）合金およびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ（Ｔｉ−６−２−４−２）合金などのα／β（α＋β）チタン合金は、αとβの両相を含んでおり、航空宇宙産業および航空機産業で広く使われている。α／β合金のミクロ構造および特性は、熱処理と熱機械的処理によって変化し得る。

安定βチタン合金、準安定βチタン合金、およびニアβチタン合金は、集合的に、「β合金」として分類され、α／β合金よりもβ安定化元素をかなり多く含む。ニアβチタン合金、例えば、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ合金は、空気焼き入れされたときではなく、水焼き入れされたとき、すべてのβ相構造を維持するのに十分なβ安定化元素の量を含む。準安定βチタン合金、例えばＴｉ−１５Ｍｏ合金は、より高いレベルのβ安定剤を含んでおり、空気冷却されるとすべてのβ相構造を保持するが、増強のためのα相を析出するために時効処理されることができる。安定βチタン合金、例えばＴｉ−３０Ｍｏ合金は、冷却されると、すべてのβ相ミクロ構造を保持するが、α相を析出するために時効処理されることはできない。

βトランザス温度を上回る温度から冷却させると、α／β合金は冷却速度により敏感になることが知られている。冷却の間に粒界でα相が析出すると、これらの合金の強靭性が低下する。現在では、高強度および高強靭性を有するチタン合金の生産は、高温変形処理の組み合わせと、それに続く加熱速度および直接時効処理を慎重に制御することを含む複雑な多段階熱処理とを用いることを必要とする。例えば、米国特許出願公開第２００４／０２５０９３２Ａ１は、βトランザス温度を上回る第１の温度で少なくとも５％のモリブデンを含むチタン合金を実際的な形状に形成すること、またはβトランザス温度を上回る第１の温度でチタン合金を熱処理し続いて１分あたりわずか５°Ｆ（２．８℃）の速度でそのβトランザス温度を下回る第２の温度まで制御冷却することを開示する。また、チタン合金は、第３の温度で熱処理されることもある。

強靭で高強度のチタン合金を生産するための典型的な先行技術の方法についての温度対時間の概略プロットを図２に示す。この方法は通常、βトランザス温度を下回る温度で行われる高温変形ステップと、βトランザス温度以上に加熱し、続いて制御冷却することを含む熱処理ステップとを含む。高強度および高強靭性の両方を有するチタン合金を生産するために用いられる先行技術の熱機械的処理ステップは高価であり、かつ現在ではわずかに限られた数の製造業者がこれらのステップを行うことができる。したがって、チタン合金の強度および／または強靭性を増加させる改善された処理を提供することは、有益であろう。

本開示の一態様によれば、チタン合金の強度と強靭性を増加させる方法の非限定的実施形態は、チタン合金のα−β相領域においてある温度で少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形までチタン合金を塑性変形させることを含む。α−β相領域においてある温度でチタン合金を塑性的に変形させた後、そのチタン合金はチタン合金のβトランザス温度以上の温度へ加熱されない。さらに非限定的実施形態によって、チタン合金を塑性的に変形させた後、チタン合金は、式Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳに従って降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する熱処理された合金を生産するのに十分な熱処理時間をかけて、βトランザス温度−２０°Ｆ以下の熱処理温度で加熱処理される。別の非限定的一実施形態では、チタン合金のα−β相領域におけるある温度での塑性変形後に、チタン合金は、式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する熱処理された合金を生産するのに十分な熱処理時間をかけて、βトランザス温度−２０°Ｆ以下の熱処理温度で、少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形まで熱処理され得る。

本開示の別の一態様によると、熱機械的にチタン合金を処理する非限定的な方法は、チタン合金のβトランザス温度を２００°Ｆ（１１１℃）上回る温度からβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの加工温度範囲でチタン合金を加工することを含む。非限定的実施形態では、加工ステップの終わりに、少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形は、チタン合金のα−β相領域で起こることがあり、およびチタン合金のα−β相領域で少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形の後に、チタン合金はβトランザス温度以上に加熱されない。非限定的一実施形態によって、チタン合金の加工後、チタン合金は、１５００°Ｆ（８１６℃）と９００°Ｆ（４８２℃）との間の熱処理温度範囲内で、０．５時間と２４時間との間のある熱処理時間をかけて、熱処理され得る。チタン合金は、式Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳに従って、または別の非限定実施形態では、式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って熱処理された合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する、熱処理した合金を生産するのに十分な熱処理時間をかけて、１５００°Ｆ（８１６℃）と９００°Ｆ（４８２℃）との間の熱処理温度範囲内で熱処理され得る。

本開示のさらに別の一態様によれば、チタン合金を処理するための方法の非限定的実施形態は、チタン合金の少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形をもたらすためにチタン合金のα−β相領域でチタン合金を処理することを含む。その方法の非限定的一実施形態では、チタン合金は室温でβ相を保持することができる。非限定的実施形態では、チタン合金の加工の後、チタン合金は、少なくとも１５０ｋｓｉの平均最大引張力と、少なくとも７０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２の破壊靭性とを有するチタン合金をもたらすのに十分な熱処理時間をかけて、βトランザス温度−２０°Ｆ以下の熱処理温度で熱処理され得る。非限定的実施形態では、この熱処理時間は、０．５時間〜２４時間の範囲にある。

本開示のさらなる態様は、本開示に包含される方法によって、処理されたチタン合金に関する。非限定的一実施形態は、塑性変形するステップと、チタン合金を熱処理するステップとを含む本開示による方法によって処理されたＴｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ合金に関する。ここで熱処理された合金が、式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って、熱処理された合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する。当技術分野で知られているように、Ｔｉ−５５５３合金またはＴｉ５−５−５−３合金としても知られているＴｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ合金は、名目上、５重量パーセントのアルミニウムと、５重量パーセントのバナジウムと、５重量パーセントのモリブデンと、３重量パーセントのクロムと、残部チタンと、不可避的な不純物とを含む。非限定的一実施形態では、チタン合金は、ある温度で、チタン合金のα−β相領域において少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形まで塑性変形される。ある温度でα−β相領域においてチタン合金を塑性変形した後、チタン合金は、そのチタン合金のβトランザス温度またはそれを超える温度まで加熱されない。また、非限定的一実施形態では、式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って、熱処理された合金の降伏強力（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する熱処理された合金を生産するのに十分な熱処理時間をかけて、チタン合金は、βトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）以下の熱処理温度で熱処理される。

本開示によるさらに別の一態様は、航空用途および航空宇宙用途のうちの少なくとも一用途での使用に適応し、かつ熱処理された合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って、熱処理された合金の降伏強度（ＹＳ）と相関するように十分な方法で、チタン合金を塑性変形することと、熱処理することとを含む方法によって処理されたＴｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ合金を含む物品に関する。非限定的実施形態では、チタン合金は、チタン合金のα−β相領域においてある温度で、少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形まで塑性変形され得る。ある温度でα−β相領域においてチタン合金が塑性変形した後、チタン合金は、チタン合金のβトランザス温度以上の温度まで加熱されない。非限定的実施形態では、チタン合金は、式Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳに従って、熱処理された合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する熱処理された合金を生産するのに十分な熱処理時間をかけて、βトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）を下回るまたは同程度の（すなわち、以下の）の熱処理温度で熱処理され得る。

本明細書に記述する方法の特徴および有利性は、添付する図の参照によってよりよく理解され得る：

α安定化元素によるチタン合金の状態図の一例である； β同形安定化元素によるチタン合金の状態図の一例である； 共析型安定化元素によるチタン合金の状態図の一例である； 強靭な高強度のチタン合金を生産するための先行技術の熱機械的処理手法の模式図である； すべてのα−β相塑性変形をかなり含む、本開示による方法の非限定的実施形態の時間対温度の図である； 「βトランザス通過」塑性変形を含む本開示による方法の別の非限定的一実施形態の時間対温度の図である； 先行技術処理によって熱処理された種々のチタン合金に関するＫ_ｌｃ破壊靭性対降伏強力のグラフである。 本開示による方法の非限定的実施形態によって塑性形成され、熱処理されたチタン合金に関するＫ_ｌｃ破壊靭性対降伏強度を示し、かつ先行技術の処理によって熱処理された合金による実施形態と比較したグラフである。 １２５０°Ｆ（６７７℃）で４時間、圧延および熱処理した後の、Ｔｉ５−５−５−３合金の縦方向での顕微鏡写真である； １２５０°Ｆ（６７７℃）で４時間圧延および熱処理した後の、Ｔｉ５−５−５−３合金の横方向での顕微鏡写真である。

本開示による方法の特定の非限定的実施形態についての以下の詳細な説明を考慮すると、読者は前述の詳細ならび他の詳細を認識することになる。

非限定的実施形態の本説明では、実施例以外において、または別の定義がなされていない場合は、量または特徴を表しているすべての数は、すべての例において「約」なる用語によって修飾されているものと理解されなければならない。したがって、特に明記しない限り、以下の説明に記述するいかなる数値パラメータも、本開示によって高強度、高強靭性のチタン合金を生産するための方法において得ようする所望の特性に応じて変化し得る近似値である。最低限でも、また特許請求の範囲の等価物の原則を適用することを限定することなく、各々の数値パラメータは、記載された有効数字の数の観点から、通常の丸め技法を適用することで少なくとも解釈されるべきである。

参照によって本明細書にその全体もしくは一部を取り入れると考えられているいずれの特許、刊行物、または他の開示資料は、取り入れられる資料が既存の定義、ステートメント、または本開示に記載される他の開示資料と矛盾しない程度までのみ本明細書に取り入れられる。そのようなものとして、必要な範囲まで本明細書に記載する開示は、参照によって本明細書に取り入れられるいずれの矛盾する資料に優先する。参照によって本明細書に取り入れられると考えられているが、既存の定義、ステートメント、または本明細書に記載する他の開示資料と矛盾するいずれの資料、もしくはその一部は、取り入れられる資料と既存の開示資料との間に何ら矛盾が生じない程度までのみ取り入れられる。

本開示による特定の非限定的実施形態は、強靭で高強度チタン合金を生産する、複雑な、多段階熱処理の使用を必要としない、熱機械的方法に関する。驚くべきことに、チタン合金で現在および従来用いられていた複雑な熱機械的処理と対照的に、本明細書で開示される熱機械的方法の特定の非限定的実施形態は、高温変形段階と、それに続く特定の航空宇宙材料および航空材料で必要とされる抗張力、延性、および破壊靭性の組み合わせをチタン合金に与える１ステップ熱処理とを含む。本開示の熱機械的処理の実施形態は、チタン熱機械的熱処理を行うために適度に十分に装備されているいずれの施設で行われることができると予想される。これらの実施形態は、チタン合金に高強靭性および高強度を与えるための従来の熱処理手段と対照をなし、実施は合金冷却速度を厳密に制御するための高性能の装置を一般に必要とする。

図３の温度対時間の概略プロットを参照すると、チタン合金の強度および強靭性を増加させるための本開示による非限定一方法２０は、ある温度で、チタン合金のα−β相領域においてチタン合金を少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形まで塑性変形すること２２を含む。（図１Ａ〜１Ｃおよびチタン合金のα−β相領域に関する上記考察を参照されたい。）α−β相領域における２５％の相当塑性変形は、α−β相領域における最終塑性変形温度２４を必要とする。用語「最終塑性変形温度」とは、チタン合金の塑性変形の終わりにおける、およびチタン合金の時効処理の前の、チタン合金の温度として本明細書で定義される。図３にさらに示すように、塑性変形２２の後で、チタン合金は方法２０の間、チタン合金のβトランザス温度（Ｔ_β）を上回る温度に加熱されない。特定の非限定的実施形態では、および図３に示すように、最終塑性変形温度２４での塑性変形に続いて、チタン合金は、高強度および高破壊靭性をチタン合金に与えるのに十分な時間をかけて、βトランザス温度を下回る温度で熱処理２６を施される。非限定的実施形態では、熱処理２６は、βトランザス温度を少なくとも２０°Ｆ下回る温度で実施され得る。別の非限定的一実施形態では、熱処理２６は、βトランザス温度を少なくとも５０°Ｆ下回る温度で実施され得る。特定の非限定的実施形態では、熱処理２６の温度は、最終塑性変形温度２４を下回り得る。他の非限定的一実施形態では、図３では示してないが、チタン合金の破壊靭性をさらに増加させるために、熱処理温度は、最終塑性変形温度を上回り得るが、βトランザス温度以下である。図３は塑性変形２２の一定温度と、本開示による別の非限定的実施形態での熱処理２６とを示しているが、塑性変形温度２２および／または熱処理２６が変化し得ることは理解されよう。例えば、チタン合金ワークピースの温度の自然な減少は、塑性変形が本明細書に開示される実施形態の範囲内にある間に起こる。図３の温度−時間の概略プロットは、本明細書に開示する高強度および高靭性を与えるためのチタン合金を熱処理する方法の特定の実施形態は、チタン合金に高強度および高強靭性を与えるための従来の熱処理手段と対照をなすことを示している。例えば、従来の熱処理手段は、典型的には、合金冷却速度を厳密に制御するために、多段階熱処理と高性能の装置とを必要とし、したがって、高価であり、すべての熱処理施設で実施されるというわけではない。しかしながら、図３に例示する処理実施形態は、多段階熱処理を含まず、かつ従来の熱処理装置を使用して行われ得る。

通常、特定のチタン合金組成物は、本開示による方法を用いて所望の機械的特性を与える、熱処理時間と熱処理温度との組み合わせを決定する。さらに、熱処理時間と温度は、特定の合金組成物のために強度と破壊靭性との特定の所望平衡を得るために調整されることができる。本明細書に開示する特定の非限定的実施形態では、Ｔｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ（Ｔｉ−５−５−５−３）合金を処理するために用いられる熱処理時間および温度を本開示による方法によって調整することで、６０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから１００ｋｓｉ−ｉｎ^１／２ Ｋ_ｌｃの破壊靭性レベルと組み合せた１４０ｋｓｉから１８０ｋｓｉの最大抗張力を達成した。本開示を考慮すると、当業者は、その所望の用途にあわせた特定のチタン合金について最適な強度および強靭性の特性を与える熱処理時間と温度の特定の組み合わせを、困難を伴わずに決定し得る。

用語「塑性変形」を本明細書で用いて、その弾性限界を超えて材料を引っ張るストレスまたはストレス類を負加された状態下の材料の非弾力的変形を意味する。

用語「面積減少」を本明細書で用いて、チタン合金の塑性変形前の形状の断面と、塑性変形後のチタン合金の形状の断面との相違を意味し、その断面は相当する位置で示されている。面積減少を評価する際に用いるチタン合金の形状は、ビレット、棒、平板、桿体、コイル、シート、圧延形、および押出型の形であってもよいが、これらに限定されない。

塑性変形するための面積減少の算出の一例は、５インチ径のチタン合金丸ビレットを２．５インチのチタン合金の丸棒に圧延することによって起こる。５インチ径の丸ビレットの断面積は、π（ｐｉ）×半径の二乗、すなわち約（３．１４１５）×（２．５インチ）^２、すなわち１９．６２５インチ^２である。２．５インチの丸棒の断面積は、約（３．１４１５）×（１．２５）^２、すなわち４．９１インチ^２である。開始ビレットの断面積の圧延後の丸棒に対する比は、４．９１／１９．６２５、すなわち２５％である。面積減少は、１００％−２５％、すなわち７５％の面積減少である。

用語「相当塑性変形」を本明細書で用いる場合、その弾性限界を超えて材料を歪ませるストレスを負荷された状態下の材料の非弾力性変形を意味する。相当塑性変形は、一軸変形で得られる特定の面積減少をもたらすが、変形後のその合金の形状の寸法が、変形前の合金の形状の寸法と実質的に異ならないように起こるストレスを含み得る。限定ではなく、例えば、多軸鍛造を用いて、アップセット鍛造したチタン合金ビレットをかなりの塑性変形にかけ、ビレットの最終寸法を実質的に変えることなく、転位を合金に導入し得る。相当塑性変形が少なくとも２５％である非限定的実施形態では、実際の面積減少は、５％以下であり得る。相当塑性変形が少なくとも２５％である非限定的実施形態では、実際の面積減少は、１％以下であり得る。多軸鍛造は、当業者にとって知られている技術であり、したがって本明細書ではさらに説明されない。

本開示による特定の非限定的実施形態では、チタン合金は、２５％の面積減少を超えて、９９％までの面積減少の相当塑性変形まで塑性変形され得る。相当塑性変形が２５％の面積減少を超える特定の非限定的実施形態では、α−β相領域において少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形が塑性変形の終わりに起こり、およびその塑性変形の後にチタン合金は、チタン合金のβトランザス温度（Ｔ_β）を超えて加熱されない。

本開示による方法の非限定的一実施形態では、図３に概ね示すように、チタン合金の塑性変形は、すべての相当塑性変形がα−β相領域で起こるようにチタン合金を塑性変形することを含む。図３は、α−β相領域における一定の塑性変形温度を表わしているが、α−β相領域において少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形が変動する温度で起こることも、本明細書の実施形態の範囲内である。例えば、チタン合金の温度が徐々に低下する間に、チタン合金はα−β相領域で加工され得る。チタン合金のβトランザス温度まで、もしくはそれを超えてチタン合金が加熱されない限り、一定もしくはほぼ一定の温度を維持するために、またはチタン合金の温度の低下を制限するために、α−β相領域における少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形の間にチタン合金を加熱することも本明細書の実施形態の範囲内である。非限定的実施形態では、α−β相領域においてチタン合金を塑性変形することは、βトランザス温度のわずかに下、またはβトランザス温度の約１８°Ｆ（１０℃）を下回る温度からβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲でチタン合金を塑性変形することを含む。別の非限定的一実施形態では、α−β相領域においてチタン合金を塑性変形することは、βトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度からβトランザス温度を２０°Ｆ（１１．１℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲でチタン合金を塑性変形することを含む。さらに別の非限定的一実施形態では、α−β相領域においてチタン合金を塑性変形することは、βトランザス温度を５０°Ｆ（２７．８℃）下回る温度からβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度の塑性変形温度範囲でチタン合金を塑性変形することを含む。

図４の温度対時間の概略プロットを参照すると、本開示による別の非限定的な方法３０は、本明細書で「βトランザス通過」処理と呼ばれる特徴を含む。βトランザス通過処理を含む非限定的実施形態では、塑性変形（本明細書では「加工」とも呼ぶ）は、そのチタン合金のβトランザス温度（Ｔ_β）以上のチタン合金温度から始める。また、βトランザス通過処理では、塑性変形３２は、βトランザス温度以上のある温度３４から、チタン合金のα−β相領域にある最終塑性変形温度２４までチタン合金を塑性変形することを含む。このように、チタン合金の温度は、塑性変形３２の間、βトランザス温度を通過する。また、βトランザス通過処理では、少なくとも２５％の面積減少に相当する塑性変形は、α−β相領域で起こり、およびα−β相領域においてチタン合金を塑性変形した後、チタン合金は、チタン合金のβトランザス温度（Ｔ_β）以上の温度まで加熱されない。図４の温度−時間の概略プロットは、本明細書に開示する高強度および高強靭性を与えるためのチタン合金を熱処理する方法の非限定的実施形態が、チタン合金に高強度および高強靭性を与えるための従来の熱処理手段と対照をなすことを示している。例えば、従来の熱処理手段は、典型的には、合金冷却速度を厳密に制御するために、多段階熱処理と高性能の装置とを必要とし、したがって、高価であり、すべての熱処理施設で実施されるというわけではない。しかしながら、図４で例示する処理実施形態は、多段階熱処理を含まず、かつ従来の熱処理装置を使用して行われ得る。

本開示による方法の特定の非限定的実施形態では、βトランザス通過処理においてチタン合金を塑性変形することは、塑性変形の間にβトランザス温度を通過して、チタン合金のβトランザス温度を２００°Ｆ（１１１℃）上回る温度から、βトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回るまでの温度範囲でチタン合金を塑性変形することを含む。（ｉ）少なくとも２５％の面積減少に相当する塑性変形がα−β相領域で起こり、および（ｉｉ）α−β相領域における塑性変形の後に、チタン合金がβトランザス温度以上の温度まで加熱されない限り、この温度範囲が有効であることを、本発明者は決定した。

本開示による実施形態では、チタン合金は、鍛造、回転鍛造、落とし鍛造、多軸鍛造、棒材圧延、板圧延、および押し出しを含むがこれらに限定されない技術によって、またはこれらの技法のうちの２つ以上の組み合わせによって塑性変形されることができる。塑性変形は、用いられる圧延処理技術が、α−β相領域においてチタン合金ワークピースを少なくとも２５％の面積減少の相当まで塑性変形することができる限り、当業者にとって現在知られているまたは今後知られる任意の適切な圧延処理技術によって達成されることができる。

上述のように、本開示による方法の特定の非限定的実施形態では、α−β相領域において生じる少なくとも２５％の面積減少の相当までのチタン合金の塑性変形は、チタン合金の最終寸法を本質的には変えることはない。これは、例えば、多軸鍛造などの技術によって達成され得る。別の実施形態では、塑性変形は、塑性変形が完了すると、チタン合金の断面積の実際の減少を含む。２５％の面積減少に少なくとも相当する塑性変形がもたらすチタン合金の面積減少は、例えば、参照したチタン合金の断面積を実際に変える、すなわち、わずかに０％または１％から最高２５％までのいずれかでの実際の面積減少という結果になり得ることを当業者は認識する。さらに、全面的な塑性変形は、最高９９％までの面積減少に相当する塑性変形を含み得るので、最高９９％の面積減少に相当する塑性変形後のワークピースの実際の寸法は、わすかに０％または１％から最高９９％までのいずれかでのチタン合金の参照した断面積での実際の変化をもたらすこともある。

本開示による方法の非限定的実施形態は、チタン合金を塑性変形した後、および熱処理する前に、チタン合金を室温まで冷却することを含む。冷却は、炉中冷却、空冷、水冷、または当業者にとって現在知られているまたは今後知られる他のいずれの適切な冷却技術によって達成されることができる。

本開示の一態様は、本明細書に開示する実施形態によりチタン合金を熱加工した後、チタン合金がβトランザス温度まで、またはそれを超えるまで加熱されないことである。したがって、熱処理のステップは、チタン合金のβトランザス温度でまたはそれを超える温度で起こらない。特定の非限定的実施形態では、熱処理は、９００°Ｆ（４８２℃）から１５００°Ｆ（８１６℃）の範囲の温度（「熱処理温度」）で、０．５時間から２４時間の範囲の時間（「熱処理時間」）でチタン合金を加熱することを含む。他の非限定的実施形態では、破壊靭性を増加させるために、熱処理温度は、最終的な塑性変形温度を超えることもあるが、チタン合金のβトランザス温度未満である。別の非限定的一実施形態では、熱処理温度（Ｔ_ｈ）は、βトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）、すなわち、Ｔ_ｈ≦（Ｔ_β−２０°Ｆ）以下である。別の非限定的一実施形態では、熱処理温度（Ｔ_ｈ）は、βトランザス温度−５０°Ｆ（２７．８℃）、すなわち、Ｔ_ｈ≦（Ｔ_β−２０°Ｆ）以下である。さらに別の非限定的実施形態では、熱処理温度は、少なくとも９００°Ｆ（４８２℃）からβトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）の範囲内、または少なくとも９００°Ｆ（４８２℃）からβトランザス温度−５０°Ｆ（２７．８℃）の範囲内であり得る。部品の厚さのため長い加熱時間が必要な場合、熱処理時間は、例えば、２４時間より長くてもよいと理解される。

本開示による方法の別の非限定的一実施形態は、チタン合金を塑性変形した後、直接時効処理を含み、α−β相領域においてチタン合金を塑性変形した後、チタン合金が加熱処理温度まで直接的に冷却または加熱される。塑性変形の後、チタン合金が熱処理温度まで直接冷却される本方法の特定の非限定的実施形態では、冷却速度は、熱処理ステップによって達成される強度および強靭性の特性に著しく悪影響を及ぼさないと考えられる。チタン合金が最終的な塑性変形温度を超えるが、βトランザス温度を下回る熱処理温度で熱処理される本方法の非限定的実施形態では、α−β相領域においてチタン合金を塑性変形した後、チタン合金は熱処理温度まで直接的に加熱され得る。

本開示による熱機械的方法の特定の非限定的実施形態は、室温でβ相を保持することができるチタン合金にその処理を適用することを含む。そのようなものとして、本開示による方法の種々の実施形態によって有利に処理され得るチタン合金には、βチタン合金、準安定βチタン合金、ニアβチタン合金、α−βチタン合金、およびニアαチタン合金が挙げられる。本明細書に開示する方法は、αチタン合金の強度および強靭性も増加させ得ると考えられる。これは、上記のように、ＣＰチタングレードでさえも、室温で少濃度のβ相を含むためである。

本開示による方法の別の非限定的実施形態では、その方法を用いて、室温でβ相を保持することができ、および時効処理の後、α相を保持するか、または析出することができるチタン合金を処理し得る。これらの合金としては、一般カテゴリーのβチタン合金、α−βチタン合金、およびβ相を少量パーセンテージ含むα合金が挙げられるが、これらに限定されるものではない。

本開示による方法の実施形態を用いて処理され得るチタン合金の非限定例としては、以下が挙げられる：α／βチタン合金、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（ＵＮＳ番号Ｒ５６４００およびＲ５４６０１）およびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ合金（ＵＮＳ番号Ｒ５４６２０およびＲ５４６２１）；ニアβチタン合金、例えば、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ合金（ＵＮＳ番号Ｒ５４６１０）；ならびに準安定βチタン合金、例えば、Ｔｉ−１５Ｍｏ合金（ＵＮＳ番号Ｒ５８１５０）およびＴｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ合金（ＵＮＳ番号未割当て）。

本明細書に開示する特定の非限定的実施形態によってチタン合金を熱処理した後、チタン合金は、１３８ｋｓｉから１７９ｋｓｉの範囲で最大抗張力を有し得る。本明細書で考察される最大抗張力の特性は、ＡＳＴＭＥ８−０４の規格、“Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｔｅｓｔ Ｍｅｔｈｏｄｓ ｆｏｒ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｔｅｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ”「金属材料の引張試験のための標準試験方法」に従って測定され得る。また、本開示による方法の特定の非限定的実施形態によってチタン合金を熱処理した後、チタン合金は、５９ｋｓｉ−ｉｎ^１／２から１００ｋｓｐ−ｉｎ^１／２の範囲でＫ_ｌｃ破壊靭性を有し得る。本明細書で考察されるＫ_ｌｃ破壊靭性値は、規格ＡＳＴＭＥ３９９−０８、“Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｔｅｓｔ Ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒ Ｌｉｎｅａｒ−Ｅｌａｓｔｉｃ Ｐｌａｎｅ−Ｓｔｒａｉｎ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｋｌｃ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ”「金属材料の線形弾性平面ひずみ破壊靭性Ｋ_ｌｃのための標準試験方法」に従って測定され得る。加えて、本開示の範囲内の特定の非限定的実施形態によってチタン合金を熱処理した後、チタン合金は、１３４ｋｓｉから１７０ｋｓｉの範囲で降伏強度を有し得る。さらに、本開示の範囲内の特定の非限定的実施形態によってチタン合金を熱処理した後、チタン合金は、４．４％から２０．５％の範囲で伸び率を有し得る。

一般に、本開示による方法の実施形態を実施することによって達成されることができるチタン合金のための強度および破壊靭性の有利な範囲は、約４０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから１００ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１４０ｋｓｉから１８０ｋｓｉの最大抗張力、または６０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから８０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１４０ｋｓｉから１６０ｋｓｉの最大抗張力が含まれるがこれらに限定されるものではない。さらに別の非限定的実施形態では、強度および破壊靭性の有利な範囲は、４０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから６０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１６０ｋｓｉから１８０ｋｓｉの最大抗張力が含まれる。本開示による方法の特定の実施形態を実施することによって達成されることができる強度および破壊靭性の有利な範囲は、以下が挙げられるがこれらに限定されるものではない：５５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから１００ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１３５ｋｓｉから１８０ｋｓｉの最大抗張力；６０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから９０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１６０ｋｓｉから１８０ｋｓｉの最大抗張力；および８５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃから９５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２Ｋ_ｌｃに及ぶ破壊靭性とともに１３５ｋｓｉから１６０ｋｓｉの最大抗張力。

本開示による方法の非限定的実施形態では、チタン合金を熱処理した後、チタン合金は、少なくとも１６６ｋｓｉの平均最大抗張力と、少なくとも１４８ｋｓｉの平均降伏強度と、少なくとも６％の伸び率と、少なくとも６５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性とを有する。本開示による方法の他の非限定的実施形態は、少なくとも１５０ｋｓｉの最大抗張力と、少なくとも７０ｋｓｉ−^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性とを有する熱処理を施したチタン合金をもたらす。本開示による方法のさらに別の非限定的実施形態は、少なくとも１３５ｋｓｉの最大抗張力と、少なくとも５５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２の破壊靭性とを有する熱処理を施したチタン合金をもたらす。

チタン合金を熱機械的に処理するための本開示による非限定的な方法は、チタン合金のβトランザス温度を２００°Ｆ（１１１℃）上回る温度からβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度の温度範囲でチタン合金を加工する（すなわち、塑性変形させる）ことを含む。加工ステップの最終的な部分では、少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形は、チタン合金のα−β相領域で起こる。加工ステップの後、チタン合金はβトランザス温度を超えて加熱されない。非限定的実施形態では、加工ステップの後、チタン合金は、９００°Ｆ（４８２℃）から１５００°Ｆ（８１６℃）に及ぶ熱処理温度で、０．５時間から２４時間に及ぶ熱処理時間で熱処理を施され得る。

本開示による特定の非限定的実施形態では、チタン合金を加工することで、２５％を超える面積減少および最高９９％の面積減少の相当塑性変形をもたらし、少なくとも２５％の相当塑性変形が加工ステップのチタン合金のα−β相領域において起こり、および塑性変形の後、チタン合金はβトランザス温度を超えて加熱されない。非限定的実施形態は、α−β相領域においてチタン合金を加工することを含む。別の非限定的実施形態では、加工は、α−β領域においてβトランザス温度以上の温度で、最終加工温度までの温度でチタン合金を加工することを含み、その加工がチタン合金のα−β相領域において２５％の面積減少の相当塑性変形を含み、およびチタン合金が塑性変形後、βトランザス温度を超えて加熱されない。

特定の航空宇宙用途および航空用途に有用なチタン合金の熱機械的特性を決定するために、ＡＴＩ Ａｌｌｖａｃでの先行技術の手段によって処理されたチタン合金の機械的試験に由来するデータおよび技術文献から収集したデータを集めた。本明細書で用いる場合、合金は、その合金の強靭性および強度が少なくともある特定の用途に必要とされる程度である、または範囲内にある場合、その用途に「有用」である機械的特性を有する。特定の航空宇宙用途および航空用途に有用な以下の合金の機械的特性を収集した：Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３−Ａｌ（Ｔｉ１０−２−３；ＵＮＳ番号Ｒ５４６１０）、Ｔｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ（Ｔｉ５−５−５−３；ＵＮＳ番号未割当て）、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ合金（Ｔｉ６−２−４−２；ＵＮＳ番号Ｒ５４６２０およびＲ５４６２１）、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（Ｔｉ６−４；ＵＮＳ番号Ｒ５６４００およびＲ５４６０１）、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ（Ｔｉ６−２−４−６；ＵＮＳ番号Ｒ５６２６０）、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｃｒ−２Ｍｏ−０．２５Ｓｉ（Ｔｉ６−２２−２２；ＡＭＳ番号４８９８）、ならびにＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｚｒ−４Ｍｏ（Ｔｉ３−８−６−４−４；ＡＭＳ番号４９３９、４９５７、４９５８）。これらの合金の各々の組成物は、文献に報告されており、よく知られている。本明細書に開示する方法に修正可能である非限定的な代表的チタン合金の重量パーセントでの典型的化学組成範囲を表１に示す。表１に示す合金は、本明細書に開示する実施形態によって処理されるとき、強度および強靭性の増加を示し得る合金の非限定的な例だけであり、当業者によって現在または今後認識される他のチタン合金も、本明細書に開示する実施形態の範囲内であると理解される。

複雑な手順で高価な先行技術の熱機械的処理を用いて処理した場合、上述の合金によって示される破壊靭性および降伏強度の有用な組み合わせを図５にグラフで示す。図５において、破壊靭性および降伏強度の有用な組み合わせを含むプロットの領域の下方境界は、ｙ＝−０．９ｘ＋１７３によって近似されることができ、ここで、「ｙ」はｋｓｉ−ｉｎ^１／２単位のＫ_ｌｃ破壊靭性であり、「ｘ」はｋｓｉ単位の降伏強度（ＹＳ）である。本明細書の以下に示す実施例１および３（図６も参照されたい）に示すデータは、本明細書に記述するようにチタン合金を塑性形成させ、熱処理を施すことを含む、本開示によるチタン合金を処理する方法の実施形態が、高価で比較的複雑な手順の先行技術の処理技術を用いて達成されるのと同程度のＫ_ｌｃ破壊靭性および降伏強度の組み合わせをもたらすことをはっきり示している。言い換えれば、本開示による方法の特定の実施形態を行うことで達成された結果に基づく図５を参照して、式（１）による破壊靭性および降伏強度を示すチタン合金が達成され得る。
Ｋ_ｌｃ≧−（０．９）ＹＳ＋１７３ （１）

さらに図５において、破壊靭性および降伏強度の有用な組み合わせを含むプロットの領域の上方境界は、ｙ＝−０．９ｘ＋２１７．６によって近似されることができ、ここで、「ｙ」はｋｓｉ−ｉｎ^１／２単位のＫ_ｌｃ破壊靭性であり、「ｘ」はｋｓｉ単位の降伏強度（ＹＳ）である。したがって、本開示による方法の実施形態を実施して達成される結果に基づいて、本方法を用いて、図５の境界領域内の、式（２）によって記述され得る破壊靭性および降伏強度を示すチタン合金を生産し得る。
２１７．６−（０．９）ＹＳ≧Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳ （２）

本開示の非限定的な一態様によれば、塑性変形および熱処理のステップを含む本開示による方法の実施形態は、比較的高価で複雑な手順の先行技術の熱機械的技術を用いて処理される場合、同じ合金と少なくとも同程度の降伏強度および破壊靭性を有するチタン合金をもたらす。

加えて、以下の実施例１および表１と２に示すデータが示すように、本開示による方法によってチタン合金Ｔｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒを処理することで、先行技術の熱機械的処理によって得られるものを超える機械的特性を示すチタン合金がもたらされた。図６を参照されたい。言い換えれば、先行技術の熱機械的処理によって達成される降伏強度および破壊靭性の組み合わせを含む、図５および６に示す境界領域を参照して、本開示による方法の特定の実施形態は、その破壊靭性および降伏強度が式（３）によって関連されるチタン合金を生産する。
Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳ （３）

本発明の範囲を制限することなく、以下の実施例は、非限定的実施形態をさらに説明することを目的とする。当業者は、実施例のバリエーションが、特許請求の範囲によってのみ定義される本発明の範囲内で可能であると認識するであろう。

実施例１
ＡＴＩ Ａｌｌｖａｃ（Ｍｏｎｒｏｅ，Ｎｏｒｔｈ Ｃａｒｏｌｉｎａ）からのＴｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ（Ｔｉ５−５−５−３）合金製５インチ丸ビレットを、α−β相領域において約１４５０°Ｆ（７８７．８℃）の開始温度で、２．５インチ丸棒に圧延した。Ｔｉ５−５−５−３合金のβトランザス温度は約１５３０°Ｆ（８３２℃）であった。Ｔｉ５−５−５−３合金は、５．０２重量パーセントのアルミニウム、４．８７重量パーセントのバナジウム、０．４１重量パーセントの鉄、４．９０重量パーセントのモリブデン、２．８５重量パーセントのクロミウム、０．１２重量パーセントの酸素、０．０９重量パーセントのジルコニウム、０．０３重量パーセントのシリコン、残部チタンおよび不可避的な不純物からなる平均インゴット化学組成であった。最終加工温度は、１４８０°Ｆ（８０４．４℃）であり、またα−β相領域においてであり、チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回らなかった。チタン合金の直径の減少は、α−β相領域においてチタン合金の７５％の面積減少に相当した。圧延後、チタン合金を室温まで空冷させた。冷却した合金の試料を、いくつかの熱処理温度で、種々の熱処理時間をかけて熱処理を施した。熱処理を施した合金試料の機械的特性を縦（Ｌ）方向と横方向（Ｔ）で測定した。種々の試験試料で用いた熱処理時間および熱処理温度、ならびに試料に対する縦方向での引張試験および破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）試験の結果を表２に示す。

試料に対する熱処理時間、熱処理温度、および横方向での測定した引張試験の結果を表３に示す。

航空宇宙用途で使用されるＴｉ５−５−５−３合金の特性の典型的な目標としては、少なくとも１５０ｋｓｉの平均最大抗張力および少なくとも７０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２の最低破壊靭性Ｋ_ｌｃ値が挙げられる。実施例１により、これらの目標となる機械的特性は、試料４〜６について表２に記載した熱処理時間および温度の組み合わせで達成された。

実施例２
実施例１からの試料番号４の試料を各試料のほぼ中間点で切断し、圧延および熱処理の結果生じるミクロ構造を検査するためにＫｒｏｌｌエッチング処理を施した。図７Ａは、縦方向の光学顕微鏡写真（１００×）であり、図７Ｂは、調製した代表的な試料の横方向の光学顕微鏡写真（１００×）である。１２５０°Ｆ（６７７℃）で、４時間の圧延および熱処理後に生成されたミクロ構造は、β相マトリックス内に分散した微細なα相である。

実施例３
ＡＴＩ Ａｌｌｖａｃから入手したＴｉ−１５Ｍｏ合金の棒材を、α−β相領域において１４００°Ｆ（７６０．０℃）の開始温度で、７５％の減少まで塑性変形させた。Ｔｉ−１５Ｍｏ合金のβトランザス温度は、約１４７５°Ｆ（８０１．７℃）であった。チタン合金の最終加工温度は、約１２００°Ｆ（６４８．９℃）であり、チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回らなかった。加工後、Ｔｉ−１５Ｍｏ棒材を９００°Ｆ（４８２．２℃）で１６時間、時効処置を施した。時効後、Ｔｉ−１５Ｍｏ棒材は、１７８〜１８８ｋｓｉに及ぶ最大抗張力と、１７０〜１７５ｋｓｉに及ぶ降伏強度と、約３０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性値を有した。

実施例４
Ｔｉ−５Ａｌ−５Ｖ−５Ｍｏ−３Ｃｒ（Ｔｉ５−５−５−３）合金の５インチ丸ビレットをβ相領域において、約１６５０°Ｆ（８８９℃）の開始温度で、２．５インチ丸棒に圧延した。Ｔｉ５−５−５−３合金のβトランザス温度は、約１５３０°Ｆ（８３２℃）である。最終加工温度は、α−β相領域において、１３３０°Ｆ（７２１℃）であり、チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回らない。チタン合金の直径の減少は、７５％の面積減少に相当する。塑性変形温度は塑性変形の間に冷えて、βトランザス温度を通過する。チタン合金が塑性変形の間に冷えると、少なくとも２５％の面積減少がα−β相領域で起こる。α−β相領域で少なくとも２５％減少すると、合金はβトランザス温度を超えて加熱されない。圧延後、チタン合金を室温まで空冷させた。チタン合金に１３００°Ｆ（７０４℃）で２時間、時効処置を施した。

本開示は、種々の代表的な、説明的かつ非限定的な実施形態に関して記述されている。しかしながら、種々の置換、修飾、または開示した実施形態（もしくはその部分）のうちの任意の組み合わせが、特許請求の範囲だけによって定義される本発明の範囲から逸脱することなくなされ得ることを当業者は認識するであろう。このように、本開示は、本明細書に明示的に記載されてないさらなる実施形態を網羅すると考えられ、かつ理解される。そのような実施形態は、例えば、本明細書に記述する実施形態に関して開示されたステップ、材料、構成物質、構成成分、元素、特徴、態様等を任意に組み合せておよび／または修飾することによって得られ得る。このように、本開示は、種々の代表的な、説明的かつ非限定的な実施形態についての記述によって限定されず、むしろ特許請求の範囲によってのみ限定される。このように、出願者は、出願手続きの間、本明細書にさまざまに記述した特徴を追加するよう本特許請求の範囲を修正する権利を留保する。

Claims (42)

1. チタン合金の強度および強靭性を増加させる方法であって：
   チタン合金のα−β相領域において、ある温度で少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形まで前記チタン合金を塑性変形させることであって、前記少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形は、前記チタン合金のβトランザス温度より下の温度から前記チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲で起こり、前記α−β相領域においてある温度で前記チタン合金を塑性変形させた後、前記チタン合金が、前記チタン合金のβトランザス温度でまたはその温度を超える温度まで加熱されない、塑性変形させることと；
   前記チタン合金に熱処理を施すことであって、前記チタン合金の熱処理は、前記βトランザス温度−２０°Ｆ以下の熱処理温度で、熱処理を施した合金を生産するための少なくとも０．５時間の熱処理時間をかけた一段階熱処理からなり、熱処理を施した前記チタン合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と、式：
   Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳ
   （式中、Ｋ _ｌｃ はｋｓｉ−ｉｎ ^１／２ 単位の破壊靭性であり、ＹＳはｋｓｉ単位の降伏強度である）
   に従って相関している熱処理を施すこととを含む方法。
2. 前記熱処理を施されたチタン合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が前記熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と、式：
   ２１７．６−（０．９）ＹＳ≧Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳ
   に従って相関している、請求項１に記載の方法。
3. 前記熱処理を施されたチタン合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が前記熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と、式：
   Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳ
   に従って相関している、請求項１に記載の方法。
4. α−β相領域でのチタン合金を塑性変形させることが、２５％を超える面積減少から９９％の面積減少までの範囲の相当塑性変形まで前記チタン合金を塑性変形させることを含む、請求項１に記載の方法。
5. 前記少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形は、βトランザス温度を２０°Ｆ（１１．１℃）下回る温度から、βトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲で起こる、請求項１に記載の方法。
6. 前記チタン合金をα−β相領域においてある温度で塑性変形させる前に、βトランザス温度以上の温度で、およびβトランザス温度を通過して、塑性変形させることをさらに含む、請求項１に記載の方法。
7. 前記チタン合金をβトランザス温度以上で塑性変形させることが、βトランザス温度を２００°Ｆ（１１１℃）超える温度からβトランザス温度までの範囲で塑性変形させることを含む、請求項６に記載の方法。
8. 前記チタン合金を塑性変形させた後および前記チタン合金に熱処理を施す前に、前記チタン合金を室温まで冷却させることをさらに含む、請求項１に記載の方法。
9. 前記チタン合金を塑性変形させた後および前記チタン合金に熱処理を施す前に、前記チタン合金を熱処理温度まで冷却させることをさらに含む、請求項１に記載の方法。
10. 前記チタン合金に熱処理を施すことが、９００°Ｆ（４８２℃）からβトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）の範囲の熱処理温度で、０．５時間から２４時間の範囲の熱処理時間をかけて前記チタン合金を加熱することを含む、請求項１に記載の方法。
11. 前記チタン合金を塑性変形させることが、前記チタン合金の鍛造、棒材圧延、板圧延、および押し出しのうちの少なくとも１つを含む、請求項１に記載の方法。
12. 前記相当塑性変形が、前記チタン合金の断面積の実際の減少を含む、請求項１に記載の方法。
13. 前記チタン合金を塑性変形させることが、前記チタン合金の断面積の５％以下の実際の減少をもたらす、請求項１に記載の方法。
14. 前記相当塑性変形が前記チタン合金の断面積の実際の減少を含む、請求項４に記載の方法。
15. 前記チタン合金が、室温でβ相を保持することができるチタン合金である、請求項１に記載の方法。
16. 前記チタン合金が、βチタン合金、準安定βチタン合金、α−βチタン合金、およびニアαチタン合金から選択される、請求項１５に記載の方法。
17. 前記チタン合金が重量％で、4.0〜6.3のＡｌ、4.5〜5.9のＶ、4.5〜5.9のＭｏ、2.0〜3.6のＣｒ、0.01〜0.08のＺｒ、0.01〜0.25のＣ、0.03〜0.25のＯ、0.2〜0.8のＦｅ及び残部のＴｉからなる合金である、請求項１５に記載の方法。
18. 前記チタン合金が重量％で14.00〜16.00のＭｏ、0.10以下のＣ、0.05以下のＮ、0.015以下のＨ、0.1以下のFe及び残部のＴｉからなる、請求項１５に記載の方法。
19. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が１３８ｋｓｉから１７９ｋｓｉの範囲で最大抗張力を示す、請求項１に記載の方法。
20. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が５９ｋｓｉ−ｉｎ^１／２から１００ｋｓｉ−ｉｎ^１／２の範囲でＫ_ｌｃ破壊靭性を示す、請求項１に記載の方法。
21. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が１３４ｋｓｉから１７０ｋｓｉの範囲で降伏強度を示す、請求項１に記載の方法。
22. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が４．４％から２０．５％の範囲で伸び率を示す、請求項１に記載の方法。
23. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が少なくとも１６６ｋｓｉの平均最大抗張力と、少なくとも１４８ｋｓｉの平均降伏強度と、少なくとも６％の伸び率と、少なくとも６５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性とを示す、請求項１に記載の方法。
24. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が少なくとも１５０ｋｓｉの最大抗張力および少なくとも７０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性を示す、請求項１に記載の方法。
25. 熱機械的にチタン合金を処理する方法であって：
    チタン合金のβトランザス温度を２００°Ｆ（１１１℃）超える温度から前記チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度範囲の加工温度でチタン合金を加工することであって、前記チタン合金の少なくとも２５％の面積減少が前記チタン合金のα−β相領域で起こり、および前記チタン合金のα−β相領域で、前記チタン合金の少なくとも２５％の面積減少後に、前記チタン合金がβトランザス温度を超えて加熱されない、チタン合金を加工することと；
    式：Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳ
    （式中、Ｋ _ｌｃ はｋｓｉ−ｉｎ ^１／２ 単位の破壊靭性であり、ＹＳはｋｓｉ単位の降伏強度である）
    に従って熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）を有する熱処理を施されたチタン合金を生産するための少なくとも０．５時間の熱処理時間をかけて、９００°Ｆ（４８２℃）とβトランザス温度−２０°Ｆ（１１．１℃）との間の熱処理温度範囲内のある熱処理温度で一段階熱処理することからなる、前記チタン合金に熱処理を施すこととを含む方法。
26. 前記熱処理時間が０．５から２４時間の範囲にある、請求項２５に記載の方法。
27. 前記チタン合金を加工することが、２５％を超える面積減少から９９％の面積減少の範囲で相当塑性変形をもたらす、請求項２５に記載の方法。
28. 前記チタン合金を加工することが、α−β相領域において前記チタン合金を完全に加工することを含む、請求項２５に記載の方法。
29. 前記チタン合金を加工することが、βトランザス温度以上の温度から、α−β領域に、次いでα−β領域における最終加工温度まで前記チタン合金を加工することを含む、請求項２５に記載の方法。
30. 前記チタン合金を加工した後、および前記チタン合金に熱処理を施す前に、前記チタン合金を室温まで冷却させることを含む、請求項２５に記載の方法。
31. 前記チタン合金を加工した後、前記熱処理温度範囲内の前記熱処理温度まで前記チタン合金を冷却させることをさらに含む、請求項２５に記載の方法。
32. 前記チタン合金が室温でβ相を保持することができるチタン合金である、請求項２５に記載の方法。
33. 前記チタン合金に熱処理を施した後、前記チタン合金が少なくとも１６６ｋｓｉの平均最大抗張力と、少なくとも１４８ｋｓｉの平均降伏強度と、少なくとも６５ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性と、少なくとも６％の伸び率とを有する、請求項２５に記載の方法。
34. 熱処理を施されたチタン合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が式：
    ２１７．６−（０．９）ＹＳ≧Ｋ_ｌｃ≧１７３−（０．９）ＹＳ
    に従って熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している、請求項２５に記載の方法。
35. 前記熱処理を施されたチタン合金の破壊靭性（Ｋ_ｌｃ）が式：
    Ｋ_ｌｃ≧２１７．６−（０．９）ＹＳ
    に従って熱処理を施されたチタン合金の降伏強度（ＹＳ）と相関している、請求項２５に記載の方法。
36. チタン合金を処理する方法であって、前記方法が：
    チタン合金の少なくとも２５％の相当面積減少をもたらすために前記チタン合金のα−β相領域で前記チタン合金を加工することであって、前記チタン合金が室温でβ相を保持することができ、前記チタン合金の２５％の相当面積減少は、前記チタン合金のβトランザス温度より下の温度から前記チタン合金のβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲で起こる、チタン合金を加工することと；
    少なくとも１５０ｋｓｉの平均最大抗張力と、少なくとも７０ｋｓｉ−ｉｎ^１／２のＫ_ｌｃ破壊靭性とを有するチタン合金をもたらすための少なくとも０．５時間の熱処理時間をかけて、チタン合金をβトランザス温度−２０°Ｆ以下の熱処理温度で一段階熱処理することからなる、前記チタン合金に熱処理を施すこととを含む方法。
37. 前記熱処理時間が０．５時間から２４時間の範囲にある請求項３６に記載の方法。
38. 最終塑性変形温度をさらに含んだ請求項１に記載の方法であって、最終塑性変形温度は、チタン合金の塑性変形の終わりの温度であり、かつチタン合金を熱処理する前におけるチタン合金の温度である、前記方法。
39. 熱処理温度が最終塑性変形温度よりも低い、請求項３８に記載の方法。
40. 熱処理温度が最終塑性変形温度よりも高く、そしてチタン合金のβトランザス温度よりも低い、請求項３８に記載の方法。
41. 少なくとも２５％の面積減少の相当塑性変形は、βトランザス温度を１８°Ｆ（１０℃）下回る温度からβトランザス温度を４００°Ｆ（２２２℃）下回る温度までの塑性変形温度範囲で起こる、請求項１に記載の方法。
42. 前記チタン合金を塑性変形させることが、回転鍛造、落とし鍛造、多軸鍛造のうちの少なくとも１つを含む、請求項１に記載の方法。

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