JPH03120344A - チタン合金中で高度なテクスチャーを発達させる方法、およびそれによって得られる物品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明は、チタン合金の加工熱処理法に係り、特に機械
加工後に高度にテクスチャー（組Ｉａ）化された構造を
達成するためのアプローチに係る。

純粋な金属や合金が固化する際その原子は、規則的で繰
返される高度に秩序化された配列をもって整列する。こ
れらの配列は、金属の結晶学的組織として知られており
、金属片中の大きい巨視的な寸法に亘って保たれている
。たとえば、ある合金の原子はひとつの立方体の各頂点
と中心に配置されていると考えられ、これは「体心立方
」すなわちＢＣＣ結晶となる。別の例では、原子が繰返
し六角形に並んでおり、「六方最密充填」すなわちＨＣ
Ｐ結晶を生ずると見られる。（この外にもい（つか結晶
学上の晶系がある。）ある金属合金の結晶学的特徴は、
結晶の晶系タイプ（たとえばＢＣＣまたはＨＣＰ）と結
晶格子の空間におけ７方位（たとえばその面が特定の方
向に向いた立方体）とによって表わされる。

金属によっては、空間内における方位が結晶全体に亘っ
て同じである一種類の結晶学的組織で全体が構成されて
いるものもあり、このような金属は「単結晶Ｊといわれ
る。はとんどの構造用途では、各々が自身の結晶学的タ
イプと結晶学的空間内方位をもつ連続した小さい島すな
わち「結晶粒」が存在するのが好ましい。個々の結晶粒
はすべて同じ結晶学的タイプであってもよいし、あるい
は合金の組成と加工上の特性に基づいて同じ材料中にい
くつか異なるタイプが存在していてもよい。

個々の結晶粒は結晶学的な空間内方位がランダムである
こともあるし、あるいは結晶学的方向がある程反整列す
る傾向があることもある。この後者の状況を「テクスチ
ャー（組織）」という。これらのテクスチャーは良好な
強度、延性、クリープ特性および疲れ特性を合わせもつ
ので、特定のテクスチャーが構造用合金として有益であ
り得るということは公知である。その性質がテクスチャ
ーに依存するような合金の場合、テクスチャーをコント
ロールすることは金属の機械的性質を改良する重要な手
段となる。

金属合金の性質の多くは、その結晶学的タイプと方位お
よび金属部材内部の結晶粒の相互関係によって理解する
ことができる。たとえば、選択された組成の金属が異な
る結晶学的タイプ、結晶粒方位、および結晶粒度をもっ
ていると、得られる金属部材の性質はまるで異なる。金
属の結晶学的理論はその性質とこれらの構造的パラメー
ターとを関連付けるのに使用されている。逆に、結晶学
的パラメーターと金属の性質との間の関連が基本的に理
解できれば、各種の技術を用いて最良の性質を選択した
り、さらにはそれより優れた性質を達成するように材料
を加工・処理したりできるであろう。

この種の研究は、要求の最もきつい航空宇宙その他の用
途のいくつかに使用する金属合金の開発の過程で行なわ
れた。−例を挙げると、チタン合金が航空機のエンジン
や構造体の一部に使用されている。これは、チタンが約
６００℃までの温度で優れた性質をもっており、かつ特
に良好な機械的性質やその他の性質を達成できるように
加工することができるからである。チタン合金の結晶学
的特性とその性質との関連は基本的に良く理解されてい
る。

しかし、場合によって、金属的性質の理解が進み過ぎて
、選定された種類の性質を有する金属を実際に製造する
能力が追付かないこともある。望ましい物性の組合せを
達成するのは困難なことがあり、したがって、合金化す
る元素とその加工処理法の注意深い選択によってそのよ
うな物性を達成しようとするアプローチが必要である。

本発明は、望ましい結晶学的テクスチャーを達成するた
めのチタン合金およびその加工処理法の選択に関する問
題を扱う。

ここで、少し発明の背景について述べる。チタン合金は
α相合金、β相合金、またはα＋β相合金として分類す
ることができる。α相合金は室温で六方用の結晶構造を
もち、非常に高い温度でのみβ相結晶構造に変化する。

このβ相は冷却するとα相に変態し、室温ではβ相はほ
とんどない。

β相合金は室温でβ相結晶構造をもち、加熱しても冷却
してもこの構造を保つ。α＋β合金はα相合金と似てい
るが、β相が室温でα相と共に安定化されて存在するこ
とができるので、実際に室温でα相とβ相の両方を示す
。

多くの場合、まずα相またはα＋β相チタン合金を加熱
して全体をβ相にし、このβ相にあるうちに合金を加工
して、その後この合金を冷却することによってこの合金
を処理するのが望ましい。

大きな部材の加工に必要な動力は部材が高温にあるとき
には少なくてすみ、このアプローチで生成する大きくよ
り重要なβ粒子によって得られる合金は良好な性質をも
つことになる。残念ながら、β相範囲でチタン合金を加
工することによって生成する結晶学的テクスチャーはほ
とんどランダムであることが観察されている。このよう
な材料のテクスチャー化された組織を得るためのアプロ
ーチはこれまでのところまったく提案されていない。

β桁範囲で加工されたチタン合金の結晶学的テクスチャ
ーをコントロールする方法が求められている。そのよう
なアプローチは、現びの加工プロセスと適合性でなけれ
ばならないし、チタン合金の他の望ましい特性を保持で
きるようなものでなければならない。本発明はこのよう
なニーズを満たし、さらに関連する利点を提供する。

発明の概要 本発明は、αチタン合金またはα＋βチタン合金中の好
ましい結晶学的テクスチャーを高度に達成するためのア
プローチを提供する。本発明の方法によると、プロセス
の手順には大きな変化を生じさせることなく、そのよう
な好ましい組織を６する構造部材が得られる。この部材
は機械的性質が優れている。

本発明の、選定された方向に沿って高度にテクスチャー
化されたチタン合金の製造方法は、αチタン合金および
α＋βチタン合金より成る群の中から選択され、当該チ
タン合金のβ相化温度より＾温での加熱および加工の間
溶解および実質的な結晶粒粗大化に対して安定な粒子が
少なくとも約０．５容口％分散しているチタン合金の部
材を章備する段階と、このチタン合金部材を、β相化温
度より高い温度で前記選定された方向に機械加工する段
階とからなる。

すなわち、本発明のチタン合金は、その全体に粒子が分
散した状態で製造される。これらの粒子は少なくとも約
０，５容量％のユで存在する。許容される粒子の最大容
量分率は脆性の開始によって決定され、各々の合金でそ
れぞれ独特であろう。

この合金を製造するには、特定の組成のチタン合金粉末
を圧密化するのが好ましい。合金の組成は、このチタン
合金の加工の間β相のコントロールに充分な粒子の分散
が生じるように選択される。加工は、ミクロ組織の少な
くとも約９０％がβ相にあるような充分高い温度で行な
う。

本発明のこの局面において、選定された方向に沿って高
度にテクスチャー化されたチタン合金の製造方法は、α
チタン合金およびα＋βチタン合金より成る群の中から
選択され、β範囲内での当該部材の加工の間ランダムな
テクスチャーを有する結晶粒のβ相再結晶化を抑制する
のに充分なタイプおよび口の粒子が分散しているチタン
合金の部材を準備する段階と、このチタン合金部材を、
当該チタン合金部材のミクロ組織が少なくとも約９０％
の体心立方相となるように充分に高い温度で、前記選定
された方向に機械加工する段階とからなる。

好ましいアプローチでは、チタン合金が、合金中の他の
元素と一緒になって分散ｔＯを形成するイツトリウムま
たは１種以上のエルビウムなどのような希土類元素（ラ
ンタニド系列）を含有している。この分散相はイツトリ
ウムまたは希土類元素の酸化物が好ましい。本発明のこ
の局面において、選定された方向に沿って高度にテクス
チャー化されたチタン合金の製造方法は、希土類および
イツトリウムより成る群の中から選択された元素の酸化
物を少なくとも約０．５８二％含ｑする組成を有するα
＋βチタン合金の部材を準備する段階と、このチタン合
金の部材を、そのβ変態温度より高い温度で、前記選定
された方向に機械加工する段階とからなる。

所要の分散をもたないαまたはα＋βチタン合金を、β
相のみが存在する（すなわち、β相化温度より高い）温
度で加工すると、ランダムな結晶学的テクスチャーが得
られる。このβ相線より低くα相領域内に冷却すると、
このランダムなテクスチャーが保ｔｊｊされる。この場
合は、本発明のアプローチで達成されるように材料中に
好ましいテクスチャーがある場合に達成することができ
る利点を得ることは不可能である。

分散した粒子が存在すると、最終のチタン合金製品中に
強固なテクスチャーを発達させ保持するのに驚くほど有
益な効果がある。このテクスチャーはβ相再結晶化の抑
制によって達成されると思われるが、作用機構はどうで
あれ、望ましいテクスチャーが生成するのである。その
ような分散質（分散相）を含有するチタン合金をβ相で
加工すると、冷却後存在する主としてα相の製品中に強
固なテクスチャーが生成する。

本発明のチタン合金は、所要の組成を有する粉末を圧密
化する粉末冶金技術によって製造するのが好ましい。こ
れらの粉末は組織、組成およびサイズを極めて均一にし
て作成できる。この粉末の塊を圧縮して生成する粉末成
形体もまた、その全体に互って極めて均一な特性をもっ
ている。この均一性により、ミクロ組織的不均質さに起
因する欠陥の可能性が低下するので望ましい。合金を製
造するには他の技術も使用可能である。

β相範囲内での機械的加工は押出によるのが好ましいが
、好ましいテクスチャーをもたせるように選定された主
たる方向に沿って変形を生じる圧延、鍛造、またはその
他の技術によることもできる。断面積の低下は少なくと
も６：１とするべきであり、約９：１が好ましいが、こ
れより大きい低下率も操作可能であることが判明してい
る。変形の方向は大部分または主として、選定された方
向でなければならないが、他の方向に少しの変形があっ
てもこのアプローチが効力を失うことはない。非軸対称
変形は押出の場合最小である。本発明を実施するのに使
用する圧延、鍛造、その他の金属加工プロセスではいろ
いろな程度の二軸および三軸の変形が存在し許容される
。

本発明によって加工するのに特に適したα＋βチタン合
金が発見された。この合金の組成は、原子％で表わして
、アルミニウムが約１０．５〜約１２．５％、ジルコニ
ウムが０〜約２％、ハフニウムが０〜約３％、スズが０
〜約２％、コロンビウムが０〜約１％、タンタルが０〜
約２％、モリブデン＋タングステンが０〜約１％、ルテ
ニウムが０〜約１％、ルテニウム、レニウム、白金、パ
ラジウム、オスミウム、イリジウム、ロジウムおよびこ
れらの混合物より成る群の中から選択された元素が０〜
約１％、ケイ索が０〜約１％、ゲルマニウムが０〜約１
％、希土類、イツトリウムおよびこれらの混合物より成
る群の中から選択される金属が約０．１〜約１％、残部
がチタンで、合計１００％である。

この合金の組成は、１９８８年６月２７日に出願され、
本出願の譲受人に３渡されていて、特許される状態にな
っており、すでに特許料も納付しである米国特許出願第
２１３，５７３号に開示されているものの改良形である
。この特許出願はここで引用したことにより、その開示
内容が本明細書に含まれているものとする。本発明の合
金は、上記特許出願の合金に、ゲルマニウムを添加し、
かつルテニウム、レニウム、白金、パラジウム、オスミ
ウム、イリジウム、ロジウムおよびそれらの混合物より
成るβ相形成性の元素群の中から選択された元素を０〜
１％添加することによって改良されている。このゲルマ
ニウムにより、合金の歪み時効強化が改良される。約１
％より多い量のゲルマニウムは脆性を引起こし合金の融
点を低下させることになるであろう。β相形成性元素、
好ましくはルテニウムは、β相の形成に役立つものであ
り、約１％を越えるべきではない。これより多い量を使
用すると、合金は弱いβ相を過大な量でＤ’にすること
になるか、または、これより高いレベルではβＩｌ１合
金となってしまい、強固なテクスチャーを形成するため
の本発明の熱加工処理プロセスの利益を享受できないで
あろう。

本発明は、優れた性質を得るために精密に調節されたミ
クロ組織を存する合金を提供するという改良点を有する
。通常の加工操作を使用してテクスチャーを発達させる
ことができ、そのテクスチャーを維持するにはミクロ組
織を修正して安定化用の分散質（分散相）を含ませる。

本発明のその他の特徴と利点は、本発明の原理を例示す
る好ましい態様に関する以下の詳細な説明から明らかと
なろう。

好ましい態様の詳細な説明 低温でβをほとんど保持しないα＋βチタン合金はガス
霧化（ガスアトマイズ）した粉末から製造した。この粉
末を製造するには、溶融金属の流れをガスジェット中に
入れて、その金属が壊れ、急速に固化する小さい液滴に
なるようにする。このプロセスは急速に生じ、偏析が起
こる機会はほとんどない。得られる粉末はそのミクロ組
織が極めて均一である。

好ましいアプローチの場合、この粉末の組成は、アルミ
ニウムが１０／６％　ジルコニウムが１．６％、スズが
１．４９６、ハフニウムが０．７％、コロンビウムが０
．５％、ルテニウムが０．１％、エルビウムが１．１％
、ケイ索が０．２５％、ゲルマニウムが０．２５％、残
部がチタンであった。ここで、本明ｍｙ中の組成はすべ
て、特に断わらない限り原子％で表わす。ガス霧化した
粉末は標準のふるいを通して一３５メツシュの部分をと
った。

この粉末の必要量をチタン合金化中に詰め、排気して密
封した。この缶を８４０℃の密閉したグイ中で圧縮して
粉末を部分的に圧密化（成形）した。

この部分的な成形体を低下率を９：１として１２００℃
で押出加工した。この合金のβトランザス（ｔｒａｎｓ
ｕｓ　）温度は約１０８０℃であることが知られている
。押出物の一部を１１５０℃の温度で２時間溶体化熱処
理し、ヘリウムで急冷した後、６００℃の温度で８時間
安定化熱処理をした。

得られた試片の構造を顕微鏡とＸ線回折分析法によって
評価した。エルビウムを基とする小さな分散質がチタン
合金のマトリックス全体に亘りほぼ一様で均一に並んで
分散していた。これらの分散質はＥｒ　　ＯとＥ　ｒ　
ｓ　Ｓ　ｎ　ａの両者であるこ３ とが決定された。この分散質の合計容積分率は合金の容
積の約１．３％であった。

押出して熱処理しただけのサンプルのテクスチャーを標
準的なＸ線回折法で測定した。逆極図によってこのテク
スチャーに３つの成分があることが分かった。これらの
成分を、これらのテクスチャーを存する結晶粒の相対的
割合と最大のタイムズランダム強度と共に次の表に示す
。

この表が示しているのは、たとえば（０００１）のテク
スチャーを有する結晶粒のＸ線回折の繰返しはランダム
な配列の結晶粒で期待されるものの３８倍であったこと
である。さらに、これらのテクスチャーのどれかを有す
る結晶粒の１．５７（１，５＋３．　７＋０．　８）、
すなわち２５％は（０００１）テクスチャーを有してい
た。

本発明のアプローチによると、六方晶α相の（０００１
）テクスチャー成分が大幅に１す大する。

β相からα相への冷却変態の間α相内の（０００１）平
面は体心立方β相の＋１１０１平面と平行になるという
ことは公知である。この情報とＸｇＡ回折データの詳細
な解析から結論できることは、β相の優先的なテクスチ
ャー化は＜１１０＞体心立方方向内にあり、ミラー指数
を用いて表示すると１１１０１面に垂直であるというこ
とである。

この可能な説明によって縛られることを望むわけではな
いが、この合金中の分散相がβ相での加工の間この合金
の再結晶を抑制するものと思われる。もし再結晶が起こ
れば結晶学的組織はよりランダムなものとなるであろう
。したがって、いかなる機構によって生ずるにしても再
結晶化を防ぐのに充分な量の分散相が存在しなければな
らないのである。

さらに、この分散相は機械加工の温度で安定でなければ
ならない。「安定」ということは、加工熱処理の間粒子
が溶解することも実質的に粗大化することもないことを
意味する。好ましい粒子間隔は約２〜約１０μｍであり
、上限は約５０〜約１００μｍであろう。粗大化がひど
くなると粒子間間隔がこの範囲を越えてしまい、おそら
く所望のテクスチャーの形成を促進するのに効果がない
ような間隔になってしまうのであろう。

以下に実施例を挙げて本発明の特徴と利点を例示するが
、本発明はいかなる意味でもこれらの実施例に限定され
ることはない。

３　Ｐｍの合金組成物をいろいろな種類の方法で処理し
、得られた物質の性質を評価した。組成は次の表１に示
す。

表 ■ 表Ｉで「残」は「残部」を意味する。表中で数字のない
部分はその元素がその合金中に含まれていないことを示
す。

表Ｈに、これら３種の合金で別々に使用した加工処理条
件を示す。プロセスの表示は個々の合金と関連させて用
いた。合金はすべて、正確な組成の予め合金化した金属
粉末から熱間静水圧プレスして製造した。粉末を標準的
なふるいに通して一３５メツシュの部分をｔ９た。この
粉末の所要ｆｆ１ｆｆｉを鋼製またはチタン合金製の缶
内に充填して、これを排気し密閉した。この缶を表■の
ＨＩＰ温度で熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）して粉末を圧
密化した。得られた成形体を金属ジャケット中に入れ、
表■に示した押出温度と押出圧下率（押出による断面積
の低下率）で機械的に熱間加工した。

これらの押出物をいくつかの異なる熱処理を使用して処
理した。これらの熱処理をまとめて表■に示す。

表　　　　■ の温度（℃）であり、［ｏ９２％ＹＳＪは０．２％の塑
性変形開始時点での降伏応力（１０００ボンド／〜β方
インチ）である。ｒＵＴＳＪは試験片の極限引張応力（
１０００ポンド／平方インチ）である。［％Ｅ１ｍｌＪ
は最大負荷り、＋７の伸び率（％）である。［％Ｅ１ｆ
Ｊは破断時の伸び率（％）である。「％ＲＯＡＪは破断
した試験片で７１１１定した断面積の低下率（％）であ
る。

この表■でｒｃｃＪは冷却速度が約１．８℃／秒である
「冷却されたチャンバＪを意味する。

押出され熱処理されたサンプルの引張挙動を次の表■に
まとめた。引張試験片は長さが約１インチで、ゲージ長
が０．　４インチ、ゲージ直径が０゜０８０インチであ
った。これらの試験片にはボタンヘッドのグリップエン
ドが付いていた。表■の「プロセス」は各種試験片の合
金組成、機械的加工条件および熱処理条件を示す。コー
ドは表１〜表■で定義した通りである。「温度」は引張
試験この表■でｒＲＴＪは「室温」のことである。

次の表Ｖに、試験片に対して行なったクリープ試験につ
いてまとめて示す。表Ｖで「プロセス」は各種試験片に
対する合金組成、機械加工条件、および熱処理条件をま
とめて示す。コードは表Ｉ〜■に挙げた通りである。「
クリープ時間」とは、温度６５０℃で２０，０００ポン
ド／平方インチの応力をかけた条件下で表示したクリー
プ伸び（％）に到達するのに要する！？、’７間である
。

表　　■ 表■に、選択した試験片について肺１定した室温弾性率
をまとめて示す。「プロセス」は各種試験片に対する合
金組成、機械加工条件、および熱処理条件をまとめて示
す。コードは表１〜■に挙げた通りである。「モジュラ
ス」はヤング率（百方ボンド／平方インチ）である。

以下の実施例は以上の表に挙げた結果に関するものであ
る。

実施例１ 合金ＵＷを８４０℃での熱間静水圧プレスと８４０℃で
の押出によって加工した。このプロセスをプロセスＰ２
とする。また、８４０℃での熱間静水圧プレスと１２０
０℃での押出によっても加工した。このプロセスをプロ
セスＰ５という。Ｐ２のプロセスで処理した材料はβ溶
体化と時効熱処理をした。Ｐ５のプロセスで処理された
材料は直接時効熱処理をした。プロセスＰ５、すなわち
βトランザスより上での押出では、プロセスＰ２のβト
ランザスより低忍での押出と比較して引張強さとクリー
プ強さが優れていた。β相押出を伴うＰ５で処理した材
料は６５０℃での引張降伏強さが１００，０００ボンド
／平方インチ（ｐｓｉ）であった。一方、α＋β押出Ｐ
２を与えた材料の引張降伏強さは７０，０ＯＯｐｓｔで
あった。６５０℃、２０，０ＯＯｐｓｉの応力下で０．
　５％の塑性クリープ変形を起こすのに必要な時間は、
β押出した材料では１４．５時間であったのに対し、α
＋β押出Ｐ２の場合は５．５時間であった。

実施例２ 合金ＡＰＩを８４０℃での熱間静水圧プレスと８４０℃
での押出によって加工した。このプロセスをプロセスＧ
２とする。また、８４０℃での熱間静水圧プレスと１２
００℃での押出によっても加工した。このプロセスをプ
ロセスＧ６という。

プロセスＧ２で製造した材料はβ溶体化生時効熱処理を
した。プロセスＧ６で製造した材料はβ溶体化生時効熱
処理をし、また直接時効熱処理も別途計画した。

プロセスＧ６で処理し直接時効熱処理（コードＡＪ）Ｌ
、た材料の引張降伏強さは、α＋β押出（プロセスＧ２
）した材料より、室温では１８％高く、７００℃では５
２％高い。６５０℃、２０゜０００ｐｓｉの応力下で０
．５％の塑性クリープ変形を起こすのに必要な時間は、
β押出加工しくプロセスＧ６）直接時効処理した合金Ａ
ＰＩでは２７２時間であったが、α＋β押出Ｇ２で加工
した材料ではたった８２．７時間であった。すなわち、
クリープ寿命が２３０％改良された。

β溶体化生時効熱処理（プロセスＧ６／Ｋ）した材料の
引張降伏強さは、α＋β押出（プロセスＧ２）した材料
より、室温では７％低く、７００℃では５％高い。この
程度の違いには意味がないものと判定された。しかし、
０．５％の塑性クリープに達するまでの時間は、β押出
加工しくプロセスＧ６）β溶体化十時効処理した材料で
は５５１．７時間であったが、α＋β押出プロセスＧ２
で加工した材料ではたった８２．７時間であった。

すなわち、クリープ寿命は５７０％改良された。

β押出プロセスＧ６で加工し、直接時効熱処理した材料
のヤング率は２１，０００．０００ｐｓｉであり、α＋
β押出Ｇ２で加工した材料では１８．３００，０ＯＯｐ
ｓｉである。β押出＋直接時効の結果得られた高いモジ
ュラスは、押出した棒材の軸に沿った方位［０００１１
をもつ強い結晶学的テクスチャーの発達と保持を暗示し
ている。

β溶体化十時効熱処理後、プロセスＧ６で生じたモジュ
ラスは１８，７００，０００ｐｓｉで、プロセスＧ２の
場合より多少高い。このことは、β溶体化生時効熱処理
に伴ってαからβへ、さらにまたαへと遷移が起こる結
果、強い結晶学的テクスチャーの多くが除かれるが全部
ではないことを示している。

実施例３ 合金ＡＦ２を８４０℃での熱間静水圧プレスと８４０℃
での押出によって押出圧下率を８：１として加工した。

このプロセスをプロセスＪ２とする。また、８４０℃で
の熱間静水圧プレスと１０８０℃での押出によっても加
工した。このプロセスをプロセスＪ１５という。さらに
、合金ＡＦ２は、８４０℃での熱間静水圧プレスと１２
００℃での押出によっても製造した。このプロセスをプ
ロセスＪ１３という。プロセスＪ２で製造した材料はβ
溶体化生時効熱処理をし、プロセスＪ１５とＪ１３で製
造した材料はβ溶体化生時効熱処理および直接時効熱処
理の両方で評価した。

プロセスＪ１５で処理し直接時効処理（コードＡＪ）し
た材料の引張強さは、α＋β押出（プロセスＪ２）によ
って加工した材料より、室温で２１％高く、７００℃で
は４８％高い。１２００℃でのβ押出（Ｊ１３）により
加工し直接時効処理（コードＡＪ）した材料の引張降伏
強さは、α＋β押出（Ｊ２）によって加工した材料より
、室温で１５％高く、７００℃では５２％高い。０．　
５９６の塑性クリープに達するまでの時間は、１０８０
℃でのβ押出＋直接時効を存するＪ１５材料では７４．
４時間、１２００℃でのβ押出＋直接時効のＪ１３では
１２９．２時間であったが、Ｊ２のα＋β押出ではたっ
た１８．４時間であった。

最高温度での押出と直接時効によって、このような材料
で最良の結果が得られる。

Ｊ１５により１０８０℃での押出で加工し、β溶体化生
時効熱処理（コードＡＣ）した材料の引張降伏強さは、
α＋β押出（Ｊ２）により加工した同じ材料と比べて、
室温ではほとんど同じであり、７００℃では２０％高い
。Ｊ１３により１２００℃でβ押出し、β溶体化生時効
熱処理（コードＡＧ）した材料の引張降伏強さは、Ｊ２
によりα＋β押出した材料と比べて、室温では３％低く
、７００℃では１６％高い。０．５％の塑性クリープに
達するまでの時間は、Ｊ１５により１０８０℃でβ押出
加工し、β溶体化生時効熱処理した材料では２２８．８
時間、Ｊ１３により１２００℃でβ押出加工し、β溶体
化十時効処理した材料では１９７．５時間であったが、
Ｊ２によりα＋β押出加工した材料ではたった１８．４
時間であった。Ｊ２材料と比較した場合の改良は、Ｊ１
５材料が１１４３％、Ｊ１３材料が９７３％である。

これは、いずれの温度でもβ押出加工がα＋β押出加工
より格段に優れていることを示している。

実施例４ 合金ＡＦ２を、２つの異なる手順を使用し押出圧下率を
１８：１として加工した。プロセスＪ３では、熱間静水
圧プレスを８４０℃で行ない、押出をα＋β範囲内の８
４０℃で行なった。また、プロセスＪ１４では、熱間静
水圧プレスが８４０℃、押出がβ範囲内の１０８０℃で
あった。

Ｊ１４によりβ押出加工し直接時効処理（コードＡＪ）
した材料の引張降伏強さは、Ｊ３によりα＋β押出加工
した材料より、室温で１０％高く、７００℃では４５％
高い。０．５９６の塑性クリープに達するまでの時間は
、Ｊ１４によりβ押出した材料では１０８．９時間であ
ったが、Ｊ３のα＋β押出ではたった２７．４時間であ
った。β押出の場合のクリープ寿命はα＋β押出の場合
より２９７％改良されている。

Ｊ１４によるβ押出加工とβ溶体化生時効熱処理（コー
ドＡＧ）で得られる引張降伏強さは、Ｊ３によりα＋β
押出した材料より、室温で１４％小さく、７００℃では
１０２６小さい。０．５％の塑性クリープに達するまで
の時間は、Ｊ１４によりβ押出し、β溶体化十時効処理
により熱処理した材料では２２１．１１時間であったが
、Ｊ３によりα＋β押出した材料ではたった２７，４時
間であった。β押出ではα＋β押出より７０７％も改良
されている。

Ｊ３によりα＋β押出した材料の場合の１７゜８００．
０００ｐｓｉのモジュラスと比較して、Ｊ１４によりβ
押出し直接時効熱処理した時のヤング率は１８，７００
，０００ｐｓｉである。実施例２の合金ＡＰＩの場合と
同様に、β押出した材料のモジュラスの相違は、棒材の
軸に沿った方位［０００１］をもつ強い結晶学的テクス
チャーを暗示している。β溶体化生時効熱処理後、Ｊ１
４によりβ押出した材料のモジュラスは１７，９００．
０００ｐｓｉである。このことは、β溶体化生時効熱処
理に伴ってαからβへ、さらにまたαへと遷移が起こる
結果、強い結晶学的テクスチャーの多くが除かれるが全
部ではないことを示している。

実施例５ 合金ＡＦ２を１０８０℃での熱間静水圧プレスにより加
工した後、８４０℃でα＋β押出した（プロセスＪ１６
）か、または１０８０℃でβ押出した（プロセスＪ１７
）。これら２ＦＩｉの異なる経路で生成した押出物を、
β溶体化生時効熱処理（コードＡＣ）と、直接時効熱処
理（コードＡＨ）の両方で評価した。

β押出して直接時効処理（Ｊ　１７／ＡＨ）した材料の
引張降伏強さは、α＋β範囲で押出して直接時効処理（
Ｊ　１６／ＡＨ）した材料と比べて、室温ではほとんど
同じであり、７００℃では１４２％高い。０．５％の塑
性クリープに達するまでの時間は、β押出して直接時効
処理した材料では９８．３時間であったが、α＋β押出
して直接時効処理した材料ではたった０、５時間であっ
た。

β押出し、β溶体化十時効処理（Ｊ　１７／ＡＣ）した
材料の引張降伏強さは、α＋β押出（Ｊ１６／ＡＧ）に
より加工した同じ材料と比べて、室温で６％低く、７０
０℃では１２％高い。０．５％のクリープに達するまで
の時間は、β押出した材料では２２４．２時間であった
が、α＋β押出した材料ではたった２４．５時間であっ
た。すなわち、クリープ寿命の改良は８１５％である。

このように、Ａ　Ｆ　２４４料の場合、β押出加工は、
α＋β範囲の加工より優れた結果を与える。

以上の実施例で述べたような試験結果は、本発明のアプ
ローチによってチタン合金中で所望のテクスチャーが得
られることを示している。このテクスチャーは増大した
ヤング率に現れており、またそのようにテクスチャー化
された合金の改良された引張特性とクリープ特性にも寄
与している。

このように、αチタン合金またはα＋βチタン合金の組
織中に安定な粒子を混入することによって、最終製品の
機械的特性に対して予期されなかった驚くべき効果が得
られるのである。特定の実施例と具体例に関連して本発
明の説明をして来たが、特許請求の範囲に表現されてい
る本発明の思想と範囲から逸脱することなく修正をする
ことができるということは当業者には理解されよう。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）選定された方向に沿って高度にテクスチャー化さ
   れているチタン合金部材の製造方法であって、 αチタン合金およびα＋βチタン合金より成る群の中か
   ら選択され、当該チタン合金のβトランザス温度より高
   温での加熱および加工の間溶解および実質的な結晶粒粗
   大化に対して安定な粒子が少なくとも約０．５容量％分
   散しているチタン合金の部材を準備し、 このチタン合金部材を、βトランザス温度より高い温度
   で前記選定された方向に機械加工することからなる方法
   。 （２）前記合金の準備段階が、チタン合金の粉末を圧密
   化するステップを含んでいる、請求項１記載の方法。 （３）分散相を構成する粒子が、希土類およびイットリ
   ウムより成る群の中から選択された元素を含有している
   、請求項１記載の方法。 （４）分散相を構成する粒子が、希土類およびイットリ
   ウムより成る群の中から選択された元素の酸化物である
   、請求項１記載の方法。 （５）前記機械加工段階が押出によって行なわれる、請
   求項１記載の方法。 （６）前記機械加工段階が鍛造によって行なわれる、請
   求項１記載の方法。 （７）前記機械加工段階が圧延によって行なわれる、請
   求項１記載の方法。 （８）前記機械加工段階の後に、加工した材料をβ範囲
   内の温度で熱処理する付加ステップを含んでいる、請求
   項１記載の方法。 （９）前記加工段階における初期断面積と最終断面積の
   比が少なくとも約６：１である、請求項１記載の方法。 （１０）前記安定な粒子の粒子間間隔が約２〜約１０μ
   ｍである、請求項１記載の方法。（１１）前記チタン合
   金の組成が、原子％で表わして、約１０．５〜約１２．
   ５％のアルミニウム、０〜約２％のジルコニウム、０〜
   約３％のハフニウム、０〜約２％のスズ、０〜約１％の
   コロンビウム、０〜約２％のタンタル、０〜約１％のモ
   リブデン＋タングステン、０〜約１％のルテニウム、０
   〜約１％の、ルテニウム、レニウム、白金、パラジウム
   、オスミウム、イリジウム、ロジウムおよびこれらの混
   合物より成る群の、中から選択される元素、０〜約１％
   のケイ素、０〜約１％のゲルマニウム、約０．１〜約１
   ％の、希土類、イットリウムおよびこれらの混合物より
   成る群の中から選択される金属からなる、請求項１記載
   の方法。 （１２）前記チタン合金が、前記機械加工段階の間少な
   くとも約９０容量％の体心立方相のミクロ組織を有して
   いる、請求項１記載の方法。 （１３）請求項１記載の方法によって製造されたテクス
   チャー化されたα＋βチタン合金部材。 （１４）選定された方向に沿って高度にテクスチャー化
   されているチタン合金部材の製造方法であって、 αチタン合金およびα＋βチタン合金より成る群の中か
   ら選択され、β範囲内での当該部材の加工の間ランダム
   なテクスチャーを有する結晶粒のβ相再結晶化を抑制す
   るのに充分な種類および量の粒子が分散しているチタン
   合金の部材を準備し、このチタン合金部材を、当該チタ
   ン合金部材のミクロ組織が少なくとも約９０％の体心立
   方相となるように充分に高い温度で前記選定された方向
   に機械加工する ことからなる方法。 （１５）分散相を構成する粒子が、希土類およびイット
   リウムより成る群の中から選択された元素の酸化物であ
   る、請求項１４記載の方法。 （１６）前記粒子が、少なくとも約０．５容量％の量で
   存在する、請求項１４記載の方法。 （１７）前記機械加工段階が押出によって行なわれる、
   請求項１４載の方法。 （１８）前記機械加工段階の後に、加工した材料をβ範
   囲内の温度で熱処理する付加ステップを含んでいる、請
   求項１記載の方法。 （１９）前記粒子の粒子間隔が約２〜約１００μｍであ
   る、請求項１４記載の方法。 （２０）前記粒子の粒子間間隔が約２〜約１０μｍであ
   る、請求項１４記載の方法。 （２１）前記機械加工段階が、チタン合金マトリックス
   のミクロ組織が少なくとも９０容量％の体心立方相であ
   る温度から連続的に冷却される際に行なわれる、請求項
   １４記載の方法。 （２２）選定された方向に沿って高度にテクスチャー化
   されているチタン合金部材の製造方法であって、 希土類およびイットリウムより成る群の中から選択され
   た元素の酸化物を少なくとも約０．５％含有する組成を
   有するａ＋βチタン合金の部材を準備し、 このチタン合金の部材を、そのβ変態温度より高い温度
   で前記選定された方向に機械加工することからなる方法
   。 （２３）請求項２２記載の方法によって製造されたチタ
   ン合金。