JPS60110834A - チタン合金の処理法 - Google Patents
チタン合金の処理法Info
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- JPS60110834A JPS60110834A JP59227605A JP22760584A JPS60110834A JP S60110834 A JPS60110834 A JP S60110834A JP 59227605 A JP59227605 A JP 59227605A JP 22760584 A JP22760584 A JP 22760584A JP S60110834 A JPS60110834 A JP S60110834A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明は、＾ツノアルファーベータ・チタン合金、特に
実暫的な吊のベータ・スタビライザと少なくと６３％１
−リブデンと自存するアルフア・・ベータ合金の処理に
係る。 高力チタン合金は航空機用に広く使用されている。その
用途の〜例はガスタービンエンジン内のディスクである
。ガスタービンエンジンのディスクはその周辺に配費さ
れ／ｃ圧縮機ブレードを支１カ■拘束し、１０００ｒｐ
ｎ＋のオーダの速攻で回転される。作動中、実質的な応
力が生じ、これらの応ノコは通常、部分的に、反復的で
ある。このような変動Ｊる応力は疲労破壊を惹起覆るこ
とが知られている。通常の疲労破壊状況では、亀裂は通
常表面又は表面付近のひび割れ又は傷の所で開始１）、
次いで亀裂は変動Ｊる応力の結果して成長又は伝播する
。Ｃ０裂の成長は、応力に抵抗するのに利用可能な金属
の面積を減少し、それにＪ：り応力の影響を増大し、一
層急速な亀裂成長速度を惹起りる。 疲労破壊が生じないことが明らかに望ましい。 しかし、これは通常不可能である。このＪ、うな疲労破
壊が危険を惹起覆る用途で疲労破壊の不存右に依存する
ことは不可能である。従って、疲労亀裂がその開始後に
できる限り緩徐に成長することが望ましい。緩徐な亀裂
成長速度は破壊の生起以前に定期的検査の間にこのよう
な亀裂の検出を可能にケる。 チタン合金の種々の機械的性質を改善する・ｌごめの多
くのプ
実暫的な吊のベータ・スタビライザと少なくと６３％１
−リブデンと自存するアルフア・・ベータ合金の処理に
係る。 高力チタン合金は航空機用に広く使用されている。その
用途の〜例はガスタービンエンジン内のディスクである
。ガスタービンエンジンのディスクはその周辺に配費さ
れ／ｃ圧縮機ブレードを支１カ■拘束し、１０００ｒｐ
ｎ＋のオーダの速攻で回転される。作動中、実質的な応
力が生じ、これらの応ノコは通常、部分的に、反復的で
ある。このような変動Ｊる応力は疲労破壊を惹起覆るこ
とが知られている。通常の疲労破壊状況では、亀裂は通
常表面又は表面付近のひび割れ又は傷の所で開始１）、
次いで亀裂は変動Ｊる応力の結果して成長又は伝播する
。Ｃ０裂の成長は、応力に抵抗するのに利用可能な金属
の面積を減少し、それにＪ：り応力の影響を増大し、一
層急速な亀裂成長速度を惹起りる。 疲労破壊が生じないことが明らかに望ましい。 しかし、これは通常不可能である。このＪ、うな疲労破
壊が危険を惹起覆る用途で疲労破壊の不存右に依存する
ことは不可能である。従って、疲労亀裂がその開始後に
できる限り緩徐に成長することが望ましい。緩徐な亀裂
成長速度は破壊の生起以前に定期的検査の間にこのよう
な亀裂の検出を可能にケる。 チタン合金の種々の機械的性質を改善する・ｌごめの多
くのプ
【］ヒスが存在する。これらのプロセスの大部分
は降伏及び引張強さ並びにクリープ特性のＪ、うむチタ
ンの静的性質に焦点を合Ｕてきた。 本発明は、広く使用されているチタン合金、Ｔｉ６−２
−’ｌ−６、内の亀裂成長速度の問題に特に焦点を合Ｕ
ている。 ブータン合金の分野の先り特許として米国特許第２ 、
’、’３６８ 、５８６号及び第２，９７４，０７６
′／】にｔＪ、ノ′ルフノν−ベータ・チタン合金及び
−その種々のｉｉＪ能な加［熱処理過程が記載されてい
る。 米１ｊ、Ｉ Ｑ！＋ ′、’１６ｆｔ２．９７／１．０
７６号には、ベータ・トランザス温度以上からの焼入れ
を含む熱処１！Ｉ！は、ベータ・１〜フンザス（ｔｒａ
＋＋ｓｕｓ ） 温！ｉ以下カラノ焼入れに比べＣ合金
の引張強さ及び延性を減少づる点Ｃ・望ましくないこと
が記載されている（最後のフル・パラグラフのコラム３
）。 米国特許第２．９７／１．０７６号の特許請求の
範囲第８項及び第９項にｔｉｔ、ベータ・トランザス温
ｌ良以上への加熱と、ベータ・トランザス温度以下への
緩徐な冷却と、ベータ・トランザス温度に近く但しそれ
以下の温度での平衡と急速な焼入れとを含む熱処理が記
載されている。ベータ・トランザス温度以上での変形に
ついては記載されていない。米国特許第２，９６８．５
８６月には、Ｗ ｉｄｍａｎｓｔａｔＬｃ＋＋構造を生
ずる方法としＣの焼入れが記載されており、また１分間
に約１．７から１６．６ ℃まで（１分間に約３下から
１分間に約３０下まで）の冷却速度が開示されている（
カラム３９行２３・〜２５ ン 。 米国特許第３，９０１．７／１３号及び第４．０５３．
３３０号にはチタン合金の処理が記載されている。米国
特許第３，９０１．７４３Ｆ＞ｔよ特にＴｉ−６−２−
４−６材利を説明し’ＣＪ３つ、また鍛造された材＄３
１での開始ど、ベータ・［・ランザスの少し下の温度で
の溶液熱処理（ベータ・［・ランザスは９４６℃＜１７
３５’Ｆ）であり、また示唆された熱処理は８７１〜９
２７℃（１６００〜１７００’Ｆ）である）と、室温へ
の焼入れと、７６０〜８７１℃（１４７０℃ １６００
下）への再加熱と、それに続く５１０〜５９３℃（９５
０〜１１００’Ｆ）での王−ジンクとを含むｈ法を開示
している。従って、この文献が後記の本発明を予想する
ものどは見られない。米国特許第１１，０５３．３３０
号に説明されているプロセスは、ベータ・トランザス温
度以上の温度での鍛造と、マルチ２畳ナイト椙造を生ず
る急速な焼入れと、中間温度での焼戻しとの過程を含ん
でいる。焼入れは、１分間に；）５０℃（１分間に１０
００丁）のＡ−グーの焼入れ速度を木質的に生ずる液体
媒体を用いて行われるｂのとして開示されている。 米国特１．Ｔ第４．３０９．２２６月は、ニア・アルフ
ァ・・ブータン合金の処理のための加工熱処理及び特に
ｒｉ 〜６−２−／ｌ−２（６Δ１．４Ｚｒ。 ２ＭＯ，残余１−ｉ＞としく知られている合金を説明し
くいる。この１■レスは多くの貞で本発明の／１コヒス
どツ′３１似しくいるが、本発明が対象とＪる合金とは
実質的に異なる合金であるニア・アルフ、・合金を対象
としくいる。従って、−てれにより得られる結果ＬＪ、
本発明に説明されている種類の合金にこのノロセスを応
用りるとにより得られる結果とは異なる。特に、低いＭ
Ｏ含有Ｍのために、本発明により処理された祠￥Ｎ１内
′Ｃ観察されるＭＯリッチ境界層の生成がない−。 本発明によれば、’ｌ ｉ −６ＡＩ−２８１１−４７
１”−６Ｍ０という形式のチタン合金が、亀裂成長に対
づる高められた抵抗力を生ずるように加工熱処理される
。材料ｔｉＬベータ・「・ランザス以」−で鍛造され、
１１〜ｂ １ｎ ）でベータ・トランザスを通じ？ｌｌ′冷Ｎ１さ
れ、ベータ・トランザスの近く但しイれ以下で熱処理さ
れ、またエージングされる。 その結果として管られる構造はベータ・マ（・リツクス
内にアルファν・プレートレット（ｐｌａｔｅｌｅｔ
）をｆｆｉ／υでおり、プレートレットはＭＯリッチの
ゾーンににり囲まれており、また−での４１４迄は粒界
アルファを含′んでいない。 この構造は疲労亀裂の伝播に対して抵抗性を４ｊＪる。 他の特徴及び利点は特許請求の範囲に示されており、ま
た以下の図面による実施例の説明から一層明らかにイｒ
ろ−）、。 本発明は、特定のチタン合金に改良された機械的性質を
与えるための加工熱処理プ［１セスである。 木ブ１〕ヒスは６％△１．２％Ｓｎ 、４％Ｚｒ 、
６％Ｍｏ 、 １５余主Ｊ−シＴＴｉ （Ｔｉ −６−
２−４−６）の標Ｉ４ｑ成分を右する合金に関して聞発
且最適化されたしのであり、この合金に関して説明され
る。この市販されている合金に於ける元素含有量の範囲
は、Ｓ１１に対しＣは１０．２５％であることを例外と
しで、ａｊｆ含有量から全て±０．５％である。幾つか
の他の合金６本プロセスに適していると信ぜられている
。本発明のプロヒスに適【ノていると信じられている主
要な他の市販されている合金は１−ｉ−１７と呼ばれて
いるＱ金であり、−での標準組成は５％Δ１．２％３ｎ
、、２％Ｚｒ、４％Ｍｏ、／１％０１゛、残余主として
−「ｉである。 元素臼ｆｉ吊の範囲は、３ ｎ及び７ｒに対しては±０
．２５％であることを例外として、０．５％である。こ
れらの二つの合金は、ベータ相が比較的安定であ（）よ
うに高いベータ・スタビライザ含有りを有づ−るアルフ
ァーベータ合金である。これらの合金は高い硬化性を右
づる合金であり、その〃い部分はベータ・ソルバス温僚
以上からの焼入れにより完全に硬化され（ワる。後記の
ように、合金の比較的高いモリブデン自存州（二：・３
％）も右意義である。 プロセスの最初の過程は、ベータ・トランザス温度以上
の温度で、好ましくはベータ・［・ランＩ７”ス温度以
上の約１／１℃へ・３６℃（約２５〜６５下）から行わ
れる鍛造過程である ｎ？？：温ｎ鍛造が加熱されたダ
イスを用いＣ行われたが、妥当な鍛造′温度変動、特に
１４″〜３６℃（２５〜６５下）範囲内の変動は、本発
明の範囲内である。変形の大きさ及び速度は、材料を再
結晶させ■粗くされ／Ｃ粒界を生ずるのに十分であるよ
うに選択されている。典型的に少くども１０％、りＹま
しくは少なくとも２５％の面積減少ど等価な減少で十分
である。 等温変形過程に続いて、材料は制御された速度で等温鍛
造温度（好ましくは約５３８℃（約１０００下〉以下）
から冷却される。速度は１分間に約１１℃（２０’Ｆ
）から約５０℃（１００下）まＣ゛であるように制御さ
れている。この制御されたｊ中ｊｍｉ″′の冷７ＪＩ過
程拳よ後記のような所望の微ｍ栴造を行るのに臨界的で
ある。それＪ、りも遅い冷却速段は、亀裂成長に満足に
抵抗し得ない粗い釦状椙ｊ責の４１−成に通ずるぐあろ
う。もし速度が高過ぎれば、所望の仝Ｉ状機微１構造が
１９られないであう。 次いｒ ４４石が約０．５〜５時間にｎリベータ・トラ
ンザス温度の近く但しそれ以下の温度、りＩまし・く（
、Ｌベータ・トラン）アス淘度Ｊ、リム約２８℃（５０
下）から約８３℃（１５０下）までイ氏い温ＩＤ、ｉ（
’熱処理される。材料は空気冷Ｒ１により生ずる速度と
等１１ｉ ＜ｒ速Ｉα又はそれよりも速い速度Ｃ上記の
熱処理温ｌ良から（りＹましくは約２６０℃（５００下
〉以下の痴１度へ）冷？Ｊ］される。 ゾ［１〔スの最終過程は／１〜８時間に厘り約４８２℃
（９００丁〉から約８４９℃（１２００下）までの温度
で行われる１−シンク過程である。 イの結果しての構産が第１図に示されており、ベータ相
により囲まれた鎮状アルファ相ブレートレットからなっ
ている。アルファ？プレートレットの長さと厚みとの比
は初期等温鍛造温度がらの冷ｆＪＩ速度により制御され
、約４〜約２０まででなけｔＬ ハ’：う％：い。むし
速度が高価過ぎれば、プレートレフトは過度に薄・くな
り（１／ｄが高価過ぎ）、所望の性質を生じないことに
なる。遅い冷？、１速１哀は亀裂成長に対して抵抗性′
Ｃない粗い構造に通づ゛る。第１図の構造が亀裂形成後
に観察される１１、ｔ、それは７１１７戸・ニードルと
ベータ・マトリックス層どの間の界面に沿っ（伝１■り
るｂのとして観察さ机る。この理由から、プレートレッ
１−が艮過ぎないこと、またプレーｔ・レッ１−がジト
ンプルされたくバスケラｊ・・ウィーブ）形態を右づる
ことが望ましい。もしプレー１−レットの長さが比較的
短く旦プレートレッ［−が互いに不規則イ≧方向に向ｔ
）らりていれば亀裂の伝播経路は曲りくねり、亀裂の伝
播は減速されることになる。 本発明により処ＩＵ！された材料の一つの観察された特
徴は、アルフンν・プレートレットとベータ・ントリッ
クスとの間の界面にＵディフ戸イされた組成の薄い層が
〃在づることである。この界面組成は車吊比で２０〜２
５％のＡ−ダの高いモリブデン含有ｍをイ１１゛る。こ
の材料は丈夫で、延性があり１１亀裂成長に対して抵抗
性があり、また本発明のブ［ＪＬ−スがこの界面相の結
果として実質的な利益を）、￥成しているものと信ぜら
れる１、この高モリ／デン９１１而月￥８１は熱処Ｊ■
！過程の間に生成されるムのと信ｐ゛１：３れＣいる。 、ｎみ（Ｊ、１０’ｍｍ（１０００△）のＡ−ダである
。その高いモリブデンの含ｆ１吊の１．：めに、実質的
なく〕・３％）［リブデン・１、ノベルを曾ｆＪシない
合金は、本発明により処理８ｔ１．１．： ０１ ニ’
ｌ’ ｉ −〇−２−／Ｉ −６材料ｃｔりられる所望
のｒ〔１裂成長挙動を生じないものと予想される。 本発明の［り益の幾つかを以下の例にＪ、り説明づ゛る
。 Ｔｉ −６−２−４〜Ｃ５’ｅｌｌ ｉｌｌ （約９４
６℃（５７３５下）ベータ・Ｆ−ランザスを有りるもの
ンが約６６ ％ （１） ｕ’ｉｉ ｆＰｉｍ 少マｔ
’ ９８２℃（１８００’Ｆ ） １−ＯＯｏＦ ）
（７） 温度１１分間に約２２℃（／ＩＯ’Ｆ＞’７）
速度で冷却された（また次いで室温に空気冷却された）
。この材料の試料が８６６℃（１５９０丁）と９１６℃
（１６８０’Ｆ） ト（７）ＩＨ１６’）種々（７）温
ｔｆｒ、即ち約８０．５℃（１４５°Ｆ）から約３０．
５℃（５５下）までベータ・１ヘランザスよりも低い温
度で熱処理された。試料の殆どは次いで８時間に厘り５
９３℃（１１００，”Ｆ） テ、’ｌｌ−シン’ｊｃｌ
ｔ、また亀裂成長速度の相対的指示を得るため試験され
ＩＣ（、その結果が第２図に示されている。第２図から
、約８８５℃（１６２５下）の温度又はベータ・１ヘラ
ンザスよりも６１℃（１１０’Ｆ）低い温度が最適の亀
裂成長速度を生ずることがａ察され１？ ル。ま／：、
５９３℃（１１００’Ｆ ） ｃｘ−シンクａ し／ｊ
Ｘ料が６２１℃（１１５０’Ｆ） Ｔ−１−；ングさ
れた試わ１よりｂ優れた性質を右することが観察される
。また、曲線中には、９８２℃（１８００’Ｆ ）から
の油冷及びそれに続＜８３０’Ｃ（１５２５下）での熱
処理等を含む標準的な従来の゛処示されもいる。。 木ブを明に。する′＋／Ｊ￥３１が公知の４Ａお１に比
べて実質的（、薯堤れ（いること（よ明らかＣある。第
３図には。 本発明の＋Ａ ｌ’ｌど公知の処Ｉｎ！（リーブソルバ
ス溶液処理、急速１０ノＪ１．０９３℃（５１００下）
でのＪ−ジンク）にＪ、り処理さねた材１１とに対し・
て時間対１％クリ−ｌのＬ ａｒｓｏｎ −Ｍ ｉ ｌ
ｌｅｒブロツ１−が示され（いる。温度及び応力の類
似の条１′１に対し、で本発明の′＋Ａ利は、公知の材
料に比べて約２倍のクリープス！命をイｊ覆ることが観
察される。他の試験Ｃは、亀裂成長ステ命が本発明の材
料及び公知の材オ゛：１に対し′Ｃ’ ｉ？＋ｉｔ度の
関数として評価された、その結果が第４図に示されＣい
る。再び、本発明の材料が公知の祠ｌｉｔ （第３図の
材料と同一の公知のブ【コし！ス）Ｊ、すし浸れ（いる
が、イの侵れ゛（いる１良合は湿曵の増大と共に名士減
少することが観察される。 本発明が以上に説明し／ｊ特定の実施例に限定されるし
のでは’Ｊ ＜ 、神々の変形が本発明の範囲内０行わ
れ１！することは理解されよう。
は降伏及び引張強さ並びにクリープ特性のＪ、うむチタ
ンの静的性質に焦点を合Ｕてきた。 本発明は、広く使用されているチタン合金、Ｔｉ６−２
−’ｌ−６、内の亀裂成長速度の問題に特に焦点を合Ｕ
ている。 ブータン合金の分野の先り特許として米国特許第２ 、
’、’３６８ 、５８６号及び第２，９７４，０７６
′／】にｔＪ、ノ′ルフノν−ベータ・チタン合金及び
−その種々のｉｉＪ能な加［熱処理過程が記載されてい
る。 米１ｊ、Ｉ Ｑ！＋ ′、’１６ｆｔ２．９７／１．０
７６号には、ベータ・トランザス温度以上からの焼入れ
を含む熱処１！Ｉ！は、ベータ・１〜フンザス（ｔｒａ
＋＋ｓｕｓ ） 温！ｉ以下カラノ焼入れに比べＣ合金
の引張強さ及び延性を減少づる点Ｃ・望ましくないこと
が記載されている（最後のフル・パラグラフのコラム３
）。 米国特許第２．９７／１．０７６号の特許請求の
範囲第８項及び第９項にｔｉｔ、ベータ・トランザス温
ｌ良以上への加熱と、ベータ・トランザス温度以下への
緩徐な冷却と、ベータ・トランザス温度に近く但しそれ
以下の温度での平衡と急速な焼入れとを含む熱処理が記
載されている。ベータ・トランザス温度以上での変形に
ついては記載されていない。米国特許第２，９６８．５
８６月には、Ｗ ｉｄｍａｎｓｔａｔＬｃ＋＋構造を生
ずる方法としＣの焼入れが記載されており、また１分間
に約１．７から１６．６ ℃まで（１分間に約３下から
１分間に約３０下まで）の冷却速度が開示されている（
カラム３９行２３・〜２５ ン 。 米国特許第３，９０１．７／１３号及び第４．０５３．
３３０号にはチタン合金の処理が記載されている。米国
特許第３，９０１．７４３Ｆ＞ｔよ特にＴｉ−６−２−
４−６材利を説明し’ＣＪ３つ、また鍛造された材＄３
１での開始ど、ベータ・［・ランザスの少し下の温度で
の溶液熱処理（ベータ・［・ランザスは９４６℃＜１７
３５’Ｆ）であり、また示唆された熱処理は８７１〜９
２７℃（１６００〜１７００’Ｆ）である）と、室温へ
の焼入れと、７６０〜８７１℃（１４７０℃ １６００
下）への再加熱と、それに続く５１０〜５９３℃（９５
０〜１１００’Ｆ）での王−ジンクとを含むｈ法を開示
している。従って、この文献が後記の本発明を予想する
ものどは見られない。米国特許第１１，０５３．３３０
号に説明されているプロセスは、ベータ・トランザス温
度以上の温度での鍛造と、マルチ２畳ナイト椙造を生ず
る急速な焼入れと、中間温度での焼戻しとの過程を含ん
でいる。焼入れは、１分間に；）５０℃（１分間に１０
００丁）のＡ−グーの焼入れ速度を木質的に生ずる液体
媒体を用いて行われるｂのとして開示されている。 米国特１．Ｔ第４．３０９．２２６月は、ニア・アルフ
ァ・・ブータン合金の処理のための加工熱処理及び特に
ｒｉ 〜６−２−／ｌ−２（６Δ１．４Ｚｒ。 ２ＭＯ，残余１−ｉ＞としく知られている合金を説明し
くいる。この１■レスは多くの貞で本発明の／１コヒス
どツ′３１似しくいるが、本発明が対象とＪる合金とは
実質的に異なる合金であるニア・アルフ、・合金を対象
としくいる。従って、−てれにより得られる結果ＬＪ、
本発明に説明されている種類の合金にこのノロセスを応
用りるとにより得られる結果とは異なる。特に、低いＭ
Ｏ含有Ｍのために、本発明により処理された祠￥Ｎ１内
′Ｃ観察されるＭＯリッチ境界層の生成がない−。 本発明によれば、’ｌ ｉ −６ＡＩ−２８１１−４７
１”−６Ｍ０という形式のチタン合金が、亀裂成長に対
づる高められた抵抗力を生ずるように加工熱処理される
。材料ｔｉＬベータ・「・ランザス以」−で鍛造され、
１１〜ｂ １ｎ ）でベータ・トランザスを通じ？ｌｌ′冷Ｎ１さ
れ、ベータ・トランザスの近く但しイれ以下で熱処理さ
れ、またエージングされる。 その結果として管られる構造はベータ・マ（・リツクス
内にアルファν・プレートレット（ｐｌａｔｅｌｅｔ
）をｆｆｉ／υでおり、プレートレットはＭＯリッチの
ゾーンににり囲まれており、また−での４１４迄は粒界
アルファを含′んでいない。 この構造は疲労亀裂の伝播に対して抵抗性を４ｊＪる。 他の特徴及び利点は特許請求の範囲に示されており、ま
た以下の図面による実施例の説明から一層明らかにイｒ
ろ−）、。 本発明は、特定のチタン合金に改良された機械的性質を
与えるための加工熱処理プ［１セスである。 木ブ１〕ヒスは６％△１．２％Ｓｎ 、４％Ｚｒ 、
６％Ｍｏ 、 １５余主Ｊ−シＴＴｉ （Ｔｉ −６−
２−４−６）の標Ｉ４ｑ成分を右する合金に関して聞発
且最適化されたしのであり、この合金に関して説明され
る。この市販されている合金に於ける元素含有量の範囲
は、Ｓ１１に対しＣは１０．２５％であることを例外と
しで、ａｊｆ含有量から全て±０．５％である。幾つか
の他の合金６本プロセスに適していると信ぜられている
。本発明のプロヒスに適【ノていると信じられている主
要な他の市販されている合金は１−ｉ−１７と呼ばれて
いるＱ金であり、−での標準組成は５％Δ１．２％３ｎ
、、２％Ｚｒ、４％Ｍｏ、／１％０１゛、残余主として
−「ｉである。 元素臼ｆｉ吊の範囲は、３ ｎ及び７ｒに対しては±０
．２５％であることを例外として、０．５％である。こ
れらの二つの合金は、ベータ相が比較的安定であ（）よ
うに高いベータ・スタビライザ含有りを有づ−るアルフ
ァーベータ合金である。これらの合金は高い硬化性を右
づる合金であり、その〃い部分はベータ・ソルバス温僚
以上からの焼入れにより完全に硬化され（ワる。後記の
ように、合金の比較的高いモリブデン自存州（二：・３
％）も右意義である。 プロセスの最初の過程は、ベータ・トランザス温度以上
の温度で、好ましくはベータ・［・ランＩ７”ス温度以
上の約１／１℃へ・３６℃（約２５〜６５下）から行わ
れる鍛造過程である ｎ？？：温ｎ鍛造が加熱されたダ
イスを用いＣ行われたが、妥当な鍛造′温度変動、特に
１４″〜３６℃（２５〜６５下）範囲内の変動は、本発
明の範囲内である。変形の大きさ及び速度は、材料を再
結晶させ■粗くされ／Ｃ粒界を生ずるのに十分であるよ
うに選択されている。典型的に少くども１０％、りＹま
しくは少なくとも２５％の面積減少ど等価な減少で十分
である。 等温変形過程に続いて、材料は制御された速度で等温鍛
造温度（好ましくは約５３８℃（約１０００下〉以下）
から冷却される。速度は１分間に約１１℃（２０’Ｆ
）から約５０℃（１００下）まＣ゛であるように制御さ
れている。この制御されたｊ中ｊｍｉ″′の冷７ＪＩ過
程拳よ後記のような所望の微ｍ栴造を行るのに臨界的で
ある。それＪ、りも遅い冷却速段は、亀裂成長に満足に
抵抗し得ない粗い釦状椙ｊ責の４１−成に通ずるぐあろ
う。もし速度が高過ぎれば、所望の仝Ｉ状機微１構造が
１９られないであう。 次いｒ ４４石が約０．５〜５時間にｎリベータ・トラ
ンザス温度の近く但しそれ以下の温度、りＩまし・く（
、Ｌベータ・トラン）アス淘度Ｊ、リム約２８℃（５０
下）から約８３℃（１５０下）までイ氏い温ＩＤ、ｉ（
’熱処理される。材料は空気冷Ｒ１により生ずる速度と
等１１ｉ ＜ｒ速Ｉα又はそれよりも速い速度Ｃ上記の
熱処理温ｌ良から（りＹましくは約２６０℃（５００下
〉以下の痴１度へ）冷？Ｊ］される。 ゾ［１〔スの最終過程は／１〜８時間に厘り約４８２℃
（９００丁〉から約８４９℃（１２００下）までの温度
で行われる１−シンク過程である。 イの結果しての構産が第１図に示されており、ベータ相
により囲まれた鎮状アルファ相ブレートレットからなっ
ている。アルファ？プレートレットの長さと厚みとの比
は初期等温鍛造温度がらの冷ｆＪＩ速度により制御され
、約４〜約２０まででなけｔＬ ハ’：う％：い。むし
速度が高価過ぎれば、プレートレフトは過度に薄・くな
り（１／ｄが高価過ぎ）、所望の性質を生じないことに
なる。遅い冷？、１速１哀は亀裂成長に対して抵抗性′
Ｃない粗い構造に通づ゛る。第１図の構造が亀裂形成後
に観察される１１、ｔ、それは７１１７戸・ニードルと
ベータ・マトリックス層どの間の界面に沿っ（伝１■り
るｂのとして観察さ机る。この理由から、プレートレッ
１−が艮過ぎないこと、またプレーｔ・レッ１−がジト
ンプルされたくバスケラｊ・・ウィーブ）形態を右づる
ことが望ましい。もしプレー１−レットの長さが比較的
短く旦プレートレッ［−が互いに不規則イ≧方向に向ｔ
）らりていれば亀裂の伝播経路は曲りくねり、亀裂の伝
播は減速されることになる。 本発明により処ＩＵ！された材料の一つの観察された特
徴は、アルフンν・プレートレットとベータ・ントリッ
クスとの間の界面にＵディフ戸イされた組成の薄い層が
〃在づることである。この界面組成は車吊比で２０〜２
５％のＡ−ダの高いモリブデン含有ｍをイ１１゛る。こ
の材料は丈夫で、延性があり１１亀裂成長に対して抵抗
性があり、また本発明のブ［ＪＬ−スがこの界面相の結
果として実質的な利益を）、￥成しているものと信ぜら
れる１、この高モリ／デン９１１而月￥８１は熱処Ｊ■
！過程の間に生成されるムのと信ｐ゛１：３れＣいる。 、ｎみ（Ｊ、１０’ｍｍ（１０００△）のＡ−ダである
。その高いモリブデンの含ｆ１吊の１．：めに、実質的
なく〕・３％）［リブデン・１、ノベルを曾ｆＪシない
合金は、本発明により処理８ｔ１．１．： ０１ ニ’
ｌ’ ｉ −〇−２−／Ｉ −６材料ｃｔりられる所望
のｒ〔１裂成長挙動を生じないものと予想される。 本発明の［り益の幾つかを以下の例にＪ、り説明づ゛る
。 Ｔｉ −６−２−４〜Ｃ５’ｅｌｌ ｉｌｌ （約９４
６℃（５７３５下）ベータ・Ｆ−ランザスを有りるもの
ンが約６６ ％ （１） ｕ’ｉｉ ｆＰｉｍ 少マｔ
’ ９８２℃（１８００’Ｆ ） １−ＯＯｏＦ ）
（７） 温度１１分間に約２２℃（／ＩＯ’Ｆ＞’７）
速度で冷却された（また次いで室温に空気冷却された）
。この材料の試料が８６６℃（１５９０丁）と９１６℃
（１６８０’Ｆ） ト（７）ＩＨ１６’）種々（７）温
ｔｆｒ、即ち約８０．５℃（１４５°Ｆ）から約３０．
５℃（５５下）までベータ・１ヘランザスよりも低い温
度で熱処理された。試料の殆どは次いで８時間に厘り５
９３℃（１１００，”Ｆ） テ、’ｌｌ−シン’ｊｃｌ
ｔ、また亀裂成長速度の相対的指示を得るため試験され
ＩＣ（、その結果が第２図に示されている。第２図から
、約８８５℃（１６２５下）の温度又はベータ・１ヘラ
ンザスよりも６１℃（１１０’Ｆ）低い温度が最適の亀
裂成長速度を生ずることがａ察され１？ ル。ま／：、
５９３℃（１１００’Ｆ ） ｃｘ−シンクａ し／ｊ
Ｘ料が６２１℃（１１５０’Ｆ） Ｔ−１−；ングさ
れた試わ１よりｂ優れた性質を右することが観察される
。また、曲線中には、９８２℃（１８００’Ｆ ）から
の油冷及びそれに続＜８３０’Ｃ（１５２５下）での熱
処理等を含む標準的な従来の゛処示されもいる。。 木ブを明に。する′＋／Ｊ￥３１が公知の４Ａお１に比
べて実質的（、薯堤れ（いること（よ明らかＣある。第
３図には。 本発明の＋Ａ ｌ’ｌど公知の処Ｉｎ！（リーブソルバ
ス溶液処理、急速１０ノＪ１．０９３℃（５１００下）
でのＪ−ジンク）にＪ、り処理さねた材１１とに対し・
て時間対１％クリ−ｌのＬ ａｒｓｏｎ −Ｍ ｉ ｌ
ｌｅｒブロツ１−が示され（いる。温度及び応力の類
似の条１′１に対し、で本発明の′＋Ａ利は、公知の材
料に比べて約２倍のクリープス！命をイｊ覆ることが観
察される。他の試験Ｃは、亀裂成長ステ命が本発明の材
料及び公知の材オ゛：１に対し′Ｃ’ ｉ？＋ｉｔ度の
関数として評価された、その結果が第４図に示されＣい
る。再び、本発明の材料が公知の祠ｌｉｔ （第３図の
材料と同一の公知のブ【コし！ス）Ｊ、すし浸れ（いる
が、イの侵れ゛（いる１良合は湿曵の増大と共に名士減
少することが観察される。 本発明が以上に説明し／ｊ特定の実施例に限定されるし
のでは’Ｊ ＜ 、神々の変形が本発明の範囲内０行わ
れ１！することは理解されよう。
第１図は本発明にＪ二り処理された伺オ゛；１の顕微鏡
写真である。 第２図は種々の条件の処理された王ｉ −６−４−２−
６材料に対りる亀裂成長寿命を承り図である。 第３図は公知の処理に対する亀裂ステ命ど本発明の材料
に対Ｊる亀裂ス１命とを比較する図Ｃある。 第４図は本発明により処理された拐オ′３１と公知の処
理をされた材料とに対して温度の関数どじて亀裂成長速
度を比較−りる図である。 特許出願人 ユナイデッド・デクノロシーズ・コーホレ
イシコン 代 理 人 弁 理 士 明 石 昌 毅ＦＩＧ、 １ ００Ｘ Ｃ；公焚ａ ｎ １’０仁ス ＦＩＧ、 ２
写真である。 第２図は種々の条件の処理された王ｉ −６−４−２−
６材料に対りる亀裂成長寿命を承り図である。 第３図は公知の処理に対する亀裂ステ命ど本発明の材料
に対Ｊる亀裂ス１命とを比較する図Ｃある。 第４図は本発明により処理された拐オ′３１と公知の処
理をされた材料とに対して温度の関数どじて亀裂成長速
度を比較−りる図である。 特許出願人 ユナイデッド・デクノロシーズ・コーホレ
イシコン 代 理 人 弁 理 士 明 石 昌 毅ＦＩＧ、 １ ００Ｘ Ｃ；公焚ａ ｎ １’０仁ス ＦＩＧ、 ２
Claims (3)
- （１）実質的なｍのベータ・スタビライザと少くとも３
％のＭＯとを含有し、またベータ・トランリ゛ス温度を
右りるアルフｊ・−ベータ・ヂタン材料の亀裂成長挙動
を改良づ゛るための方法に於て。 ａ 、 ｒｒＪ結晶化を生り゛るのに十分な量でベータ
・［・ランザス以上で材料を＠造する過程ど、１）、１
分間に約１１℃（２０下）から約５５℃（１００下）へ
の速１良で、ベータ・トランザスを通じＵ、１１わ１を
冷却りる過程と、 Ｃ，ベータ・１−ランザスより５約２８℃（５０下）か
ら約８３′Ｃ（１５０下）まで低い温度で材料を熱処理
づる過程と、 （１，空気冷ＩＪＩにより生ずる速度、に等しい速度又
はそれを超過する速度で合金を冷却する過程と、ｅ、月
利をエージングする過程と を含Ｉνでいることを特徴とする方法。 - （２）チタン合金物品（標準組成６％△１．２％Ｓ１１
．７１％７ｒ 、６％ＭＯ１残余主としＴＴｔ ）を加
工熱処理するための方法に於て、 ａ、ガンマ・プライム・ソルバス以上の約１４’Ｃ＜２
５下〉と約３６℃（６５下）との間の温度で少なくとも
１０％の面積減少に等ｆｄＩｉな■で月利を鍛造づる過
程と、 ｂ、１分間に約１１℃（２０下）と約５５°Ｃ（１００
’Ｆ）との間の速度で約５３８℃（１０００°［）以下
に材料を冷却覆る過程と。 Ｃ０約０．５〜５時間に亙すガンマ・プライム・ソルバ
ス以下の約２８℃（５０’Ｆ ）と８３℃（１５０下）
どの間の温度で材料を熱処理する過程と、ｄ、空気冷ｆ
Ｊｊにより生ずる速度に竹しい速度又は・それを超過り
る速度で約２６０℃（５００下）以下に材料を冷１７３
りる過程と、 Ｃ８約４８２℃（９００°［）と約６４９℃（１２００
下）との間の温度で約２〜１０時間に屋り材料をニージ
ングリろ過程と を含／υでいることを特徴とする特許 - （３）亀裂成長に対して抵抗性を右づるチタン合金物品
に於Ｃ１ ａ、ベータ・マトリックスを含ｌυて−おり、これが、 １）、約４と約２０との間の平均１／（１を有する約２
０から約９０までの体積百分率のアルファ・プレートレ
ットを含んでおり、 Ｃ９前記ニードルは、高いＭＯ含有酌を有するぼすい層
にＪ、り囲まれており、 ｄ、前記月利は連続的粒界アルファ相を実質的に含／υ
でいない。 ことを特徴どづるチタン合金物品。
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|---|---|---|---|
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