JP2024534121A - 高温特性が改善されたα－βチタン合金 - Google Patents

Abstract

α－βチタン合金および製造方法は、５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、０．１～３．０重量％のＺｒ、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的な不純物である重量パーセント（重量％）の組成を有するチタン合金からα－β製品を形成すること、およびそれから第１の温度および第１の時間を含む第１の熱処理工程、第２の温度および第２の時間を含む第２の熱処理工程、ならびに第２の温度未満の第３の温度および第２の時間を超える第３の時間を含む第３の熱処理工程でα－β製品を熱処理することを含む。
【選択図】図４Ｂ

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０２１年８月２４日に出願された米国仮特許出願第６３／２３６，３６３号の優先権および利益を主張する。前記出願の開示は、参照により本明細書に組み込まれる。

本開示は、チタン合金、特にα－βチタン合金に関する。

この段落の記述は、本開示に関連する背景情報を提供するにすぎず、先行技術になり得ない。

チタン合金は、民間および軍用の航空宇宙システムで一般的に使用されている。例えば、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金およびＴｉ６２４２合金は、とりわけ鋼、ニッケル基合金、およびアルミニウム合金と比較した場合、高温特性と低密度との魅力的な組合せを提供することができる。

このような合金、および特性が向上した合金にとって特に関心のある領域の１つは、航空機エンジン排気系統、内壁、熱交換器、および熱シールドで使用するための平圧延製品（シートおよびプレート）である。関心が高まっている別の領域は、積層造形法によって製造された部品である。

本開示は、チタン合金に関する問題の中でもとりわけ、高温で使用するためのチタン合金に関する問題に対処する。

この段落は、本開示の一般的な概要を提供し、その全範囲またはその特徴のすべての包括的な開示ではない。

本開示の一形態において、α－βチタン合金を製造する方法は、５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、０．１～３．０重量％のＺｒ、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である重量パーセント（重量％）の組成を持つチタン合金からα－β製品を形成すること、およびそれから第１の温度および第１の時間を有する第１の熱処理工程、第２の温度および第２の時間を有する第２の熱処理工程、ならびに第２の温度未満の第３の温度および第２の時間を超える第３の時間を有する第３の熱処理工程によってα－β製品を熱処理すること、を含む。

幾つかの変形において、第１の温度は１６００°Ｆ（８７１．１℃）と２０００°Ｆ（１０９３℃）の間であり、第１の時間は１５分と１２０分の間である。少なくとも一つの変形において、第２の温度は１４００°Ｆ（７６０℃）と１９００°Ｆ（１０３７．８℃）の間であり、第２の時間は５分と９０分の間であり、第３の温度は１０５０°Ｆ（５６５．６℃）と１２５０°Ｆ（６７６．７℃）の間以下であり、第３の時間は５時間と７時間の間である。

幾つかの変形において、熱処理されたα－β製品は針状微細構造を含む。例えば、針状微細構造は、β相のマトリックス中にα相の針状結晶を含む。

少なくとも一つの変形において、熱処理されたα－β製品に対する３５ｋｓｉおよび９５０°Ｆ（５１０℃）でのひずみが０．２５％に達するまでの時間は、５０時間を超え、例えば７５時間を超え、または１００時間を超える。

幾つかの変形において、熱処理されたα－β製品は１．０Ｅ＋０７サイクルを超えるＥＮ６０７２試験による疲労寿命を有する。

少なくとも一つの変形において、α－β製品の組成は、６．４～７．４重量％のＡｌ、２．１～２．６重量％のＭｏ、０．５～１．５重量％のＮｂ、１．０～１．８のＳｎ、０．５～１．５重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．１５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である。そして、そのような変形において、熱処理されたα－β製品は、７５°Ｆ（２３．９℃）で約１５３ｋｓｉを超える引張強度、約１３０ｋｓｉを超える降伏強度、約３％を超える伸び率および約１７．５Ｍｓｉを超える弾性率を含む。さらに、熱処理されたα－β製品は、１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で、約９０ｋｓｉを超える引張強度、約６８ｋｓｉを超える降伏強度、約１５％を超える伸び率、および約１３．０Ｍｓｉを超える弾性率を含む。

幾つかの変形において、α－β製品の組成は、６．８～７．６重量％のＡｌ、０．８～１．６重量％のＭｏ、１．６～２．４重量％のＮｂ、０．１５～０．４５のＳｎ、０．１～０．３重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である。そして、そのような変形において、熱処理されたα－β製品は、１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で約１０．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。

少なくとも一つの変形において、α－β製品の組成は、５．７～６．７重量％のＡｌ、１．７～２．３重量％のＭｏ、１．８～２．４重量％のＮｂ、２．４～３．２のＳｎ、１．８～２．６重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である。そして、そのような変形において、熱処理されたα－β製品は、７５°Ｆ（２３．９℃）で約１５５ｋｓｉを超える引張強度、約３％を超える伸び率、および約１７．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。さらに、熱処理されたα－β製品は、１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で約９５ｋｓｉを超える引張強度、約７３ｋｓｉを超える降伏強度、約１６％を超える伸び率、および約１２．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。

本開示の別の形態では、α－βチタン合金は、５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、Ｚｒが０．１～３．０重量％、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である重量パーセント（重量％）の組成を含む。α－βチタン合金は、また、βのマトリックス中にαの針状結晶を含む針状微細構造、および１．０Ｅ＋０７サイクルを超えるＥＮ６０７２試験による疲労寿命を有する。

幾つかの変形において、α－βチタン合金は、３５ｋｓｉおよび９５０°Ｆ（５１０℃）で０．２５％のひずみに達するまでの時間が５０時間を超え、例えば７５時間を超え、または１００時間を超える、を有するか、または示す。

少なくとも一つの変形において、α－βチタン合金の組成は、６．４～７．４重量％のＡｌ、２．１～２．６重量％のＭｏ、０．５～１．５重量％のＮｂ、１．０～１．８のＳｎ、０．５～１．５重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．１５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である。そして、そのような変形において、α－βチタン合金は７５で約１５３ｋｓｉを超える引張強度、約１３０ｋｓｉを超える降伏強度、約３％を超える伸び率、および約１７．５Ｍｓｉを超える弾性率を有する。さらに、α－βチタン合金は、１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で約９０ｋｓｉを超える引張強度、約６８ｋｓｉを超える降伏強度、約１５％を超える伸び率、および約１３．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。

幾つかの変形において、α－βチタン合金は、６．８～７．６重量％のＡｌ、０．８～１．６重量％のＭｏ、１．６～２．４重量％のＮｂ、０．１５～０．４５のＳｎ、０．１～０．３重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有する。そして、そのような変形において、α－βチタン合金は１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で約１０．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。

少なくとも一つの変形において、α－βチタン合金の組成は、５．７～６．７重量％のＡｌ、１．７～２．３重量％のＭｏ、１．８～２．４重量％のＮｂ、２．４～３．２のＳｎ、１．８～２．６重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である。そして、そのような変形において、α－βチタン合金は７５°Ｆ（２３．９℃）で約１５５ｋｓｉを超える引張強度、約３％を超える伸び率、および約１７．０Ｍｓｉを超える弾性率、ならびに１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で約９５ｋｓｉを超える引張強度、約７３ｋｓｉを超える降伏強度、約１６％を超える伸び率、および約１２．０Ｍｓｉを超える弾性率を有する。

さらなる適用領域は、本明細書で提供される説明から明らかになるであろう。説明および特定の例は、例示のみを目的とするものであり、本開示の範囲を限定するものではないことを理解されたい。

本開示が十分に理解されるために、その様々な形態を以下、例として挙げ、添付の図面を参照しつつ説明する。

図１は、本開示の教示によるある範囲の合金の組成および計算データを含む表を示す図である。

図２は、本開示の教示によるある範囲の合金の熱処理条件の表を示す図である。

図３Ａは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＢ１５０４３耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図３Ｂは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＢ１５０４３耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図４Ａは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０４６耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図４Ｂは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０４６耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図５Ａは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０４７耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図５Ｂは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０４７耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図６Ａは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０５０耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図６Ｂは、本開示の教示によるＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５０５０耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図７Ａは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＨ２４９９３耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図７Ｂは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＨ２４９９３耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図８Ａは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＨ１９７９４耐熱合金の顕微鏡写真を示す図である。

図８Ｂは、本開示の教示による標準的な熱処理を施した後のＨ１９７９４耐熱合金の別の顕微鏡写真を示す図である。

図９は、本開示の教示によるある範囲の合金の７５°Ｆ（２３．９℃）における引張特性データのプロットを示す図である。

図１０は、本開示の教示によるある範囲の合金の１１５０°Ｆ（６２１．１℃）における引張特性データのプロットを示す図である。

図１１は、本開示の教示によるある範囲の合金の７５°Ｆ（２３．９℃）および１１５０°Ｆ（６２１．１℃）における引張弾性率データのプロットを示す図である。

図１２は、本開示の教示によるある範囲の合金のクリープデータのプロットを示す図である。

図１３は、本開示の教示によるある範囲の合金の疲労寿命データのプロットを示す図である。

図１４Ａは、ＥＮ６０７２標準規格による疲労試験片の線図を示す図である。

図１４Ｂは、ＥＮ６０７２標準規格による疲労試験条件の表を示す図である。

図１５は、本開示の教示によるある範囲の合金の引張、クリープおよび疲労試験データの要約を示す表を示す図である。

図１６は、市販のＴｉ２１Ｓ合金およびＴｉ６２４２合金と比較した、本開示の教示によるある範囲の合金の改善の概要を示す表を示す図である。

図１７は、本開示の教示による合金の合金元素の範囲を示す表を示す図である。

本明細書に記載の図面は、例示のみを目的としており、決して本開示の範囲を限定することを意図するものではない。

以下の説明は、本質的に単なる例示にすぎず、本開示、用途、または使用を限定することを意図するものではない。図面全体を通して、対応する参照番号は、同様のまたは対応する部分および特徴を示すことを理解されたい。

本開示は、とりわけ、Ｔｉ６２４２合金およびＴｉ２１Ｓ合金のような既知の市販の合金と比較して、強度、剛性、クリープ、および疲労寿命のような高温特性が改善された１つ以上のチタン（Ｔｉ）合金を提供する。また、本開示の教示による１つ以上のＴｉ合金は、一般にＴｉ６２４２合金よりも低いか等しい密度およびコスト、ならびにＴｉ２１Ｓ合金よりも低い密度およびコストを有する。

本開示のＴｉ合金は、アルミニウム（Ａｌ）、モリブデン（Ｍｏ）、スズ（Ｓｎ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ケイ素（Ｓｉ）、および酸素（Ｏ）を含み、残部がＴｉおよび不可避的微量元素を有する。そして、幾つかの変形において、Ｔｉ合金はニオブ（Ｎｂ）を含む。

アルミニウムはα安定化元素であり、また強度およびミクロ組織制御を向上する。ミクロ組織が温度、ひずみ速度、ひずみ、およびそれらの相互作用のようなプロセスパラメータに密接に関連しているため、ミクロ組織制御は適切な作製／製造にとって望まれている。アルミニウム含有量が５．５％重量未満の場合、固溶体硬化の効果はあまり顕著ではなく、したがって所期の強度を達成することができない。アルミニウム含有量が７．５重量％を超える場合、βトランザス温度が高くなりすぎ、熱間成形性に対する耐性が増加する。したがって、本開示のアルミニウム含有量は、約５．５重量％～約７．５重量％の範囲内である。

モリブデン（Ｍｏ）はβ安定化元素であり、結晶粒微細化に有効である。モリブデン含有量が１．０重量％未満である場合、十分なβ安定化が得られない。一方、モリブデン含有量が４．５重量％を超える場合、β相は過度に安定化される可能性があり、モリブデンは、また、約４．６０ｇ／ｃｍ^３未満の目標値を超えて密度を増加させる。したがって、本開示のためのモリブデン含有量は約１．０重量％～約４．５重量％の範囲内に定めた。

ニオブは、本開示の教示による１種以上の合金中に存在する場合、β安定化元素であり、室温での強度を増大する、および合金の熱処理および成形能力を向上するのに有効である。しかしながら、Ｎｂが約３．０重量％を超える場合、β相が過度に安定化される可能性があり、Ｎｂは、また、約４．６０ｇ／ｃｍ^３未満の目標値を超えて密度を増加させる。

スズおよびＺｒは両方ともα安定化元素であり、固溶体強化に有効である。ＳｎまたはＺｒの含有量が約０．１重量％未満である場合、十分なα安定化および強度が得られない。しかしながら、Ｓｎ含有量が約３．５重量％を超える、またはＺｒ含有量が３．０重量％を超える場合、合金の延性は所期未満である。したがって、本開示のＳｎ含有量は約０．１重量％～約３．５重量％の範囲内、および本開示のＺｒ含有量は、約０．１重量％～約３．０重量％の範囲内、に定めた。

ケイ素は、固溶体強化とケイ化チタンの析出物の形成との組合せによってチタン合金の強度を高めることが知られている。Ｓｉ含有量が約０．１重量％未満である場合、十分な強度が得られない。しかしながら、Ｓｉ含有量が約０．３５重量％を超える場合、合金の延性は所期未満である。したがって、本開示のＳｉ含有量は約０．１重量％～約０．３５重量％の範囲内に定めた。

酸素はα安定化元素であり、固溶体強化に有効である。Ｏ含有量が約０．０５重量％未満である場合、強度が得られない。しかしながら、Ｏ含有量が約０．２５重量％を超える場合、合金の延性は所期未満である。したがって、本開示のＯ含有量は約０．０５重量％～約０．２５重量％の範囲内に定めた。

炭素（Ｃ）、鉄（Ｆｅ）および窒素（Ｎ）のような微量元素は、合金中０．１重量％未満に保たれる。例えば、Ｃは０．０５重量％未満に保たれ、幾つかの変形において、Ｃは０．０１重量％未満に保たれる。また、ＦｅおよびＮは０．０５重量％未満に保つことができる。

合金のβトランザス（ｂｅｔａ ｔｒａｎｓｕｓ，ＢＴ）は、約１７７５°Ｆと約１９２５°Ｆの間であり、華氏度単位のＢＴは、式：ＢＴ＝１６１５＋３９．３Ａｌ＋３３０Ｏ＋１１４５Ｃ＋１０２０Ｎ－３２．５Ｆｅ－１７．３Ｍｏ－７０Ｓｉ－５Ｓｎ－９Ｎｂ－１０Ｚｒから算出され、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｎｂ、およびＺｒは、合金中の各元素の含有量の重量パーセントである。少なくとも一つの変形において、１種以上の合金のＢＴは、約１７９０°Ｆと約１９０５°Ｆとの間である。幾つかの変形において、合金のＡＥは１７９５°Ｆと約１９００°Ｆとの間である。また、少なくとも一つの変形において、合金のＡＥは１７９９°Ｆと約１８９５°Ｆとの間である。

合金のアルミニウム当量（ａｌｕｍｉｎｕｍ ｅｑｕｉｖａｌｅｎｃｅ，ＡＥ）は、約８．０と約９．０との間であり、ここで、ＡＥの重量パーセントは、式：ＡＥ＝Ａｌ＋１０（Ｏ＋Ｃ＋２Ｎ）＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋０．３Ｓｉによって定義され、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、およびＳｉは合金中の各元素の含有量の重量パーセントである。少なくとも一つの変形において、合金のＡＥは約８．０と約８．８との間である。幾つかの変形において、合金のＡＥは約８．４と約９．０との間である。また、少なくとも一つの変形において、合金のＡＥは約８．４と約８．８との間である。

合金のモリブデン当量（ｍｏｌｙｂｄｅｎｕｍ ｅｑｕｉｖａｌｅｎｃｅ，ＭＥ）は、約１．５と約４．５との間であり、ＭＥの重量パーセントは式：ＭＥ＝Ｍｏ＋０．２７Ｎｂ＋Ｆｅ／０．３５によって定義され、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＦｅは合金中の各元素の含有量の重量パーセントである。少なくとも一つの変形において、合金のＭＥは約１．５と約４．０との間である。幾つかの変形において、合金のＭＥは約１．８と約４．５との間である。また、少なくとも一つの変形において、合金のＭＥは約１．８と約４．０との間である。

したがって、本教示によるＴｉ合金は、５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、０．１～３．０重量％のＺｒ、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有する。例えば、幾つかの変形において、１種以上のＴｉ合金の組成は６．４～７．４重量％のＡｌ、２．１～２．６重量％のＭｏ、０．５～１．５重量％のＮｂ、１．０～１．８のＳｎ、０．５～１．５重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．１５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有する。他の変形において、１種以上のＴｉ合金は、６．８～７．６重量％のＡｌ、０．８～１．６重量％のＭｏ、１．６～２．４重量％のＮｂ、０．１５～０．４５のＳｎ、０．１～０．３重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有する。そして、少なくとも一つの変形において、１種以上のＴｉ合金は、５．７～６．７重量％のＡｌ、１．７～２．３重量％のＭｏ、１．８～２．４重量％のＮｂ、２．４～３．２のＳｎ、１．８～２．６重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯ
を含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有する。

ここで図１を参照すると、調製および試験されたＴｉ合金の組成、それとともにＴｉ合金のそれぞれの算出されたＢＴ、ＡＥ、およびＭＥ値が表に示されている。特に、本開示の教示による合金（耐熱材）の組成および算出されたＢＴ、ＡＥ、ＭＥ値が示され、または耐熱材Ｂ１５０４３（本明細書では単に「Ｂ１５０４３」と呼ばれる）、耐熱材Ｂ１５０４６（本明細書では単に「Ｂ１５０４６」と呼ばれる）、耐熱材Ｂ１５０４７（本明細書では単に「Ｂ１５０４７」と呼ばれる）、および耐熱材Ｂ１５０５０（本明細書では単に「Ｂ１５０５０」と呼ばれる）として表示されている。さらに、比較のために「ベースライン合金」として使用される市販の合金の組成および算出されたＢＴ、ＡＥ、ＭＥの値が示され、Ｔｉ６２４２合金に対応する耐熱材Ｈ１９７９４（本明細書では単に「Ｈ１９７９４」と呼ばれる）、Ｔｉ２１Ｓ合金に対応する耐熱材Ｈ２４９９３（本明細書では単に「Ｈ２４９９３」と呼ばれる）、およびＴｉ２１Ｓ合金に対応する耐熱材Ｈ２２６７２（本明細書では単に「Ｈ２２６７２」と呼ばれる）として表示されている。

Ｂ１５０４３、Ｂ１５０４６、Ｂ１５０４７、およびＢ１５０５０合金は、それぞれ、各合金組成を有する３５０グラム（ｇ）ボタンをプラズマ溶融し、３５０ｇボタンをβトランザス以上の温度で中間製品または厚さに熱間圧延し、中間製品をビートトランザス以下の温度で最終製品または厚さに熱間圧延し、最終製品を最終熱処理し、最終製品を約０．１１６インチ（ｉｎ）の厚さの試験片に機械加工することによって、調製した。各３５０ｇ合金ボタンの公称または平均サイズは、厚さ約０．２インチ、幅約２インチ、および長さ約１１インチ（すなわち、０．２インチ×２インチ×１１インチ）であった。さらに、製造プレートまたはシートに典型的に要求される所定の表面仕上げにおいて、Ｂ１５０４３、Ｂ１５０４６、Ｂ１５０４７、およびＢ１５０５０合金の圧延されたままの厚さのおおよそ０．２インチは、以下で論じるベースラインＴｉ６２４２合金試料と同じであった完成延伸材の厚さの０．１６インチに相当する。

Ｈ１９７９４合金、Ｈ２４９９３合金、およびＨ２２６７２合金（すなわち、比較ベースライン合金）は、ＡＭＳおよび他の航空宇宙規格の認証を受けたフルスケールの耐熱材から作製または採取された。特に、Ｈ１９７９４合金試験片の材料は、ＡＭＳ４９１９および他の関連する航空宇宙規格の認証を受けたフルスケール耐熱材から採取され、耐熱材Ｈ１９７９４由来の材料は、民間および軍用航空機で航空エンジン排気系統、耐熱シールド、および高温に曝露される他の構造部品のための使用のためにＯＥＭに販売された。また、Ｈ２４９９３およびＨ２２６７２合金試料の材料は、ＡＭＳ４８９７および他の関連する航空宇宙規格の認証を受けたフルスケール耐熱材から採取された。耐熱材Ｈ１９７９４材料はＴｉ６２４２合金を代表するものであるが、図９および図１５に示すように、この特定の耐熱材の強度は従来の製品よりも約７ｋｓｉだけ高めであることを理解されたい。さらに、ＡＭＳ４９１９規格は、シートおよびプレート用であり、クリープ要件は規定されておらず、したがって、耐熱材Ｈ１９７９４材料から製造された平圧延製品は、クリープ要件が極めて重要となる用途のために特別に製造されたＴｉ６２４２鍛造品と同じクリープ能力を必ずしも有するとは限らない。

幾つかの変形において、図１のＢ１５０４３組成は、５．７～６．３重量％のＡｌ、３．７～４．３重量％のＭｏ、２．７～３．３のＳｎ、０．１～０．６重量％のＺｒ、０．１～０．４重量％のＳｉ、０．０５～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有するＴｉ合金の代表である。また、少なくとも一つの変形において、図１のＢ１５０４６組成は、６．６～７．２重量％のＡｌ、２．１～２．７重量％のＭｏ、１．１～１．７のＳｎ、０．７～１．３重量％のＺｒ、０．１～０．４重量％のＳｉ、０．０５～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有するＴｉ合金の代表である。

幾つかの変形において、図１のＢ１５０４７組成は、６．９～７．５重量％のＡｌ、０．９～１．５重量％のＭｏ、０．１～０．６のＳｎ、０．１～０．５重量％のＺｒ、０．１～０．４重量％のＳｉ、０．０５～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有するＴｉ合金の代表である。また、少なくとも一つの変形において、図１のＢ１５０５０組成は、５．９～６．５重量％のＡｌ、１．８～２．４重量％のＭｏ、２．５～３．１のＳｎ、１．９～２．５重量％のＺｒ、０．１～０．４重量％のＳｉ、０．０５～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である組成を有するＴｉ合金の代表である。

各合金の熱処理パラメータを図２に示される表を提供する。特に、Ｂ１５０４３合金試験片には、１６５０°Ｆ（８９８．９℃）で７０分間のサブトランザスアニール（ＳＴＡ）熱処理（すなわち、βトランザスよりも低い温度の最初のサイクルまたはステップ）をした後、ファン空冷を行い、それから１４５０°Ｆ（７８７．７℃）で１５分間加熱後に空冷を行い、それから１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で６時間加熱後に空冷を行った。Ｂ１５０４６合金試験片には、１８８０°Ｆ（１０２６．７℃）で３０分間の「Ｔｒｉｐｌｅｘ」熱処理（すなわち、βトランザスより高い温度の最初のサイクルまたはステップ）をした後、ファン空冷を行い、次いで１７７５°Ｆ（９６８．３℃）で１時間加熱後に空冷を行い、次いで１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で６時間加熱後に空冷を行った。Ｂ１５０４７合金試験片には、１９５０°Ｆ（１０５６．６℃）で３０分間のＴｒｉｐｌｅｘ熱処理をした後、ファン空冷を行い、次いで１８５５°Ｆ（１０１２．８℃）で１時間加熱後に空冷を行い、次いで１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で６時間加熱後に空冷を行った。また、Ｂ１５０５０合金試験片には、１８８０°Ｆで３０分間のＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後、ファン空冷を行い、次いで１７７０°Ｆ（９６５．６℃）で１時間加熱後に空冷を行い、次いで１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で６時間加熱後に空冷を行った。

Ｈ２４９９３およびＨ２２６７２の合金試験片は、１６５０°Ｆで６分間加熱後に空冷を行い、次いで１２７５°Ｆ（６９０．６℃）で８時間加熱後に空冷を行い、次いで１２００°Ｆ（６４８．９℃）で８時間加熱後に空冷を行い、次いで１１５０°Ｆ（６２１．１℃）で２４時間加熱後に空冷を行う４サイクル／ステップのサブトランザスアニール熱処理（ＳＴＯＡ）を施した。Ｈ１９７９４合金試験片には、１６５０°Ｆに３０分間加熱後に空冷を行い、次いで１４５０°Ｆ（７８７．８℃）に１５分間加熱後に空冷を行う２サイクル／ステップのＡＭＳ４９１９熱処理を施した。これは、ＡＭＳ４９１９規格に従ってＴｉ６２４２合金の平均特性を発現させるために３４種の別々の耐熱材に使用され、図２にも示してある。

熱処理された試験片に対するミクロ組織は、図３Ａ～図８Ｂに示され、図３Ａ～図３ＢにはＳＴＡ熱処理を施した後のＢ１５４０４３合金試験片のミクロ組織を示し、図４Ａ～図４Ｂは前記のＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５４０４６合金試験片のミクロ組織を示し、図５Ａ～図５Ｂは前記のＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５４０４７合金試験片のミクロ組織を示し、図６Ａ～図６Ｂは前記のＴｒｉｐｌｅｘ熱処理を施した後のＢ１５４０５０合金試験片のミクロ組織を示す。また、図７Ａ～図７Ｂは、前記のＳＴＯＡ熱処理を施した後のＨ２４９９３合金試験片を示し、図８Ａ～図８Ｂは前記のＳＴＯＡ熱処理を施した後のＨ１９７９４合金試験片を示す。

Ｔｒｉｐｌｅｘ熱処理は、以下に説明する高温用途または試験において従来にはないと考えられる、ミクロ組織をＢ１５４０４６、Ｂ１５４０４７、およびＢ１５４０５０合金試験片（図４Ａ～図６Ｂ）に生成したことを理解すべきである。特に、βのマトリックス中に針状部分または針状結晶形αを含む針状微細構造は、Ｂ１５４０４６、Ｂ１５４０４７、およびＢ１５４０５０合金試料に生成され、そのようなミクロ組織は、これらの合金について以下に説明するように、高温特性の向上、特にクリープおよび高温疲労に関連するとは予想されていない。

ここで図９および図１０を参照すると、図１に示す合金の室温（すなわち、７５°Ｆ）および１１５０°Ｆ（６２１．１℃）での引張特性がそれぞれ示されている。室温での合金試験片の引張試験をＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して実施し、１１５０°Ｆ（６２１．１℃）での引張試験をＡＳＴＭ Ｅ２１規格に準拠して実施した。また、コーティングされていない合金試験片の長手方向の引張試験を実験室大気中で行った。

Ｂ１５０４６合金（Ｔｉ－６Ａｌ－２．６Ｍｏ－１Ｎｂ－１．４Ｓｎ－１．１Ｚｒ－０．２４Ｓｉ）に対する室温引張結果は、１５７ｋｓｉのＵＴＳ、１３５ｋｓｉのＴＹＳ、５％の伸び、および１８．２Ｍｓｉの弾性率であった。強度値はベースラインの耐熱材と同様であり、Ｔｉ６２４２製品の平均を容易に超えた。また、弾性率は大幅に（約１２％）増加した。また、伸び値はベースラインのＴｉ６２４２の伸び値よりも小さかった（１１％に対して５％）が、延性が低い潜在的な影響の少なくとも一部は、以下に論じる良好なノッチ付き高サイクル疲労結果によって説明される。また、Ｂ１５０５０合金（Ｔｉ－６．２Ａｌ－２Ｍｏ－２．１Ｎｂ－２．８Ｓｎ－２．２Ｚｒ－０．２４Ｓｉ（Ｂ１５０５０））が最も高い強度を示した。

Ｂ１５０４６合金（Ｔｉ－６Ａｌ－２．６Ｍｏ－１Ｎｂ－１．４Ｓｎ－１．１Ｚｒ－０．２４Ｓｉ）に対する１１５０°Ｆ（６２１．１℃）の引張試験結果は、９３ｋｓｉのＵＴＳ、７１ｋｓｉのＴＹＳ、１８％伸び、および１３．７Ｍｓｉの弾性率であった。強度値は、ベースラインの耐熱材よりも著しく高く（１４ｋｓｉ増加）、弾性率は大幅に（約２２％）増加していた。高温での剛性の比較的大きな増加は予想外の結果であることを理解すべきである。さらに、Ｂ１５０５０合金（Ｔｉ－６．２Ａｌ－２Ｍｏ－２．１Ｎｂ－２．８Ｓｎ－２．２Ｚｒ－０．２４Ｓｉ（Ｂ１５０５０）が再度、最も高い強度を示した。

密度は、Ｔｉ合金、特に剛性考慮のために最小ゲージで設計された部品、例えば航空機エンジン排気ダクト用途にとって重要な属性であることを理解すべきである。さらに、Ｔｉ合金にとって、密度はＴｉ６２４２合金よりも小さいことが望ましいが、高温での剛性はより高いことが望ましい。また、Ｂ１５０４６合金（Ｔｉ－６．８Ａｌ－２．４Ｍｏ－１Ｎｂ－１．４Ｓｎ－１Ｚｒ－０．２Ｓｉ）の計算された密度がＴｉ６２４２合金の密度よりも約３．６％小さいことを考慮して、試験した各合金の引張弾性率を室温および１１５０°Ｆ（６２１．１℃）（図１５）で測定し、次いで、図１１に示すようにＡＭＳ４９１９のＴｉ６２４２合金規格に対して正規化した。したがって、高温で材料の最小厚さに設計された部品について、Ｂ１５４０６は、Ｔｉ６２４２合金と比較して引張弾性率の約３３％の増加をもたらす（図１１）。

ここで図１２を参照すると、試験した合金のクリープ試験結果が示されており、図１２に示すデータは試験片を３５ｋｓｉの荷重下で９５０°Ｆ（５１０℃）に保持したときに０．２５％ひずみが達するまでの時間を表す。これらのパラメータは、ほとんどの航空エンジン排気用途で予想されるよりも大きいか、またはより厳しいことが知られているものの、スクリーニングの目的にとっては意味があると考えられることを理解すべきである。また、Ｔｒｉｐｌｅｘ熱処理条件のＢ１５０４６合金（Ｔｉ－６．８Ａｌ－２．４Ｍｏ－１Ｎｂ－１．４Ｓｎ－１Ｚｒ－０．２Ｓｉ）は、ベースラインＴｉ６２４２合金と比較して、９５０°Ｆ（５１０℃）および３５ｋｓｉにおいて０．２５％に達するまでの時間が約８倍を超えていた。また、ＳＴＡ熱処理条件におけるＢ１５４０３合金（Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｍｏ－３Ｓｎ－０．３Ｚｒ－０．２３Ｓｉ）も、ベ－スラインＴｉ６２４２合金と比較して８倍の改善を示していた。このことは、予想外の結果であると考えるべきである。１１５０°Ｆ（６２１．１℃）（図１０）での強度および延性の向上の組合せに関連するＢ１５４０３合金試験片（図３Ａ～図３Ｂ）のサブトランザスミクロ組織は、一般にはクリープ特性の向上に関連しないためである。Ｔｉ６２４２ＡＭＳ４９１９板は、航空エンジン用途向けに製造されたＴｉ６２４２鍛造品で予想されるほどには高い耐クリープ性を有するとは思えないことも理解されたい。しかしながら、Ｔｉ６２４２合金が現在の生産航空機で使用されていることを考えると、Ｔｉ６２４２板は、本開示の熱間圧延合金（すなわち、Ｂ１５４０３、Ｂ１５４０６、Ｂ１５０４７、Ｂ１５０５０合金）の正当なベースラインであると考えられる。

ここで図１３を参照すると、試験した合金の疲労試験結果が示されている。疲労試験片の形状は図１４Ａに示されており、各合金の試験片は、すべての合金試験片について同じ表面仕上げおよび寸法が得られるように同じ手法を使用して機械加工が施された。また、合金試験片は、機械加工されたまま、すなわち表面調整またはコーティングなしで疲労試験に供した。疲労パラメータを図１４Ｂに示し、これらのパラメータは、通常、応力は比較的小さい（約３０ｋｓｉ未満）が、繰り返し回数が非常に多い（約１０００万回を超える）高温航空エンジン排気用途に関連するように選択された。

Ｔｒｉｐｌｅｘ焼鈍が施された実験用合金のミクロ組織に起因して、特に付随する引張伸びの低下により、本発明の組成の疲労寿命が低下することが予想された。これらの組成は、室温での１０００万回の全繰り返し回数にも耐えることができず、したがって１１５０°Ｆ（６２１．１℃）の試験にすら至らない可能性が高いと思われた。本発明の組成の疲労寿命が、特にＴｉ６２４２のα－βベースライン合金と比較して大幅に増加したことは、予想外の結果であった。本発明の組成は、室温での１０００万回の繰り返し回数のすべてに耐えたのみならず、その後の１１５０°Ｆ（６２１．１℃）における１０００万回の繰り返し回数にも耐えることができた。本明細書で特に明示的に示されない限り、機械的／熱的特性、組成百分率、寸法および／もしくは公差、または他の特性を示すすべての数値は、本開示の範囲を説明する際に「約」または「およそ」という語によって修飾されていると理解されたい。この変更は、工業的実施、材料、製造、および組み立ての公差、ならびに試験能力を含む様々な理由で望まれる。

図１５を参照すると、室温および１１５０°Ｆ（６２１．１℃）の引張試験データ、クリープ試験データ、および疲労データの要約が示されている。さらに、図１６に、Ｔｉ５２４２合金と比較したＢ１５４０３、Ｂ１５４０６、Ｂ１５０４７、Ｂ１５０５０合金の改善の概要を示し、図１７に、Ｂ１５４０３、Ｂ１５４０６、Ｂ１５０４７、Ｂ１５０５０合金中に存在する合金元素の範囲を示す。

本明細書で説明する元素範囲は、最小合金元素組成と最大合金元素組成値との間のすべての増分値を含むことも理解されたい。すなわち、最小合金元素組成値は、最小値以上最大値以下の範囲内にあり得る。同様に、最大合金元素組成値は、示された最大値以上、論じられた最小値以下の範囲内にあり得る。例えば、最小Ａｌ含有量は、５．７、５．８、５．９、６．０、６．１、６．２、６．３、６．４、６．５、６．６、６．７、６．８、６．９、７．０、７．１、７．２、７．３、７．４、７．５、およびこれらの増分値の間の任意の値とすることができ、最大Ａｌ含有量は、７．５、７．４、７．３、７．２、７．１、７．０、６．９、６．８、６．７、６．６、６．５、６．４、６．３、６．２、６．１、６．０、５．９、５．８、５．７、およびこれらの増分値の間の任意の値とすることができる。

本明細書で特に明示的に示されない限り、機械的／熱的特性、組成百分率、寸法および／もしくは公差、または他の特性を示すすべての数値は、本開示の範囲を説明する際に「約」または「およそ」という語によって修飾されていると理解されたい。この変更は、工業的実施、材料、製造、および組み立ての公差、ならびに試験能力を含む様々な理由で望まれる。

本明細書で使用される場合、「Ａ、Ｂ、およびＣのうちの少なくとも１つ」という語句は、非排他的論理和ＯＲを使用する論理式（Ａ ＯＲ Ｂ ＯＲ Ｃ）を意味すると解釈すべきであり、「Ａのうちの少なくとも１つ、Ｂのうち少なくとも１つ、およびＣのうちの少なくとも１つ」を意味すると解釈すべきではない。

本開示の説明は、本質的に単なる例示にすぎず、したがって、本開示の内容から逸脱しない変形形態は、本開示の範囲内であることが意図される。そのような変形形態は、本開示の趣旨および範囲からの逸脱と見なされるべきではない。

Claims (21)

1. α－βチタン合金を製造する方法であって、
   ５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、０．１～３．０重量％のＺｒ、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である重量パーセント（重量％）の組成を有するチタン合金からα－β製品を形成すること；および
   第１の温度および第１の時間を含む第１の熱処理工程、第２の温度および第２の時間を含む第２の熱処理工程、ならびに前記第２の温度未満の第３の温度および前記第２の時間を超える第３の時間を含む第３の熱処理工程で前記α－β製品を熱処理すること、
   を含む方法。
2. 前記第１の温度は、１６００°Ｆと２０００°Ｆの間であり、前記第１の時間は１５分と１２０分間の間である請求項１に記載の方法。
3. 前記第２の温度は、１４００°Ｆと１９００°Ｆの間であり、前記第２の時間は５分間と９０分間の間である請求項２に記載の方法。
4. 前記第３の温度は、１０５０°Ｆと１２５０°Ｆの間であり、前記第３の時間は５時間と７時間の間である請求項３に記載の方法。
5. 前記熱処理されたα－β製品は、針状微細構造を含む請求項１に記載の方法。
6. 前記針状微細構造は、β相のマトリックスにα相の針状結晶を含む請求項５に記載の方法。
7. 前記α－β製品組成は、６．４～７．４重量％のＡｌ、２．１～２．６重量％のＭｏ、０．５～１．５重量％のＮｂ、１．０～１．８のＳｎ、０．５～１．５重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．１５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１に記載の方法。
8. 前記α－β製品組成は、６．８～７．６重量％のＡｌ、０．８～１．６重量％のＭｏ、１．６～２．４重量％のＮｂ、０．１５～０．４５のＳｎ、０．１～０．３重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１に記載の方法。
9. 前記α－β製品組成は、５．７～６．７重量％のＡｌ、１．７～２．３重量％のＭｏ、１．８～２．４重量％のＮｂ、２．４～３．２のＳｎ、１．８～２．６重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１に記載の方法。
10. ５．７～７．５重量％のＡｌ、０．８～４．２重量％のＭｏ、０．０～３．０重量％のＮｂ、０．１～３．５のＳｎ、０．１～３．０重量％のＺｒ、０．１～０．３５重量％のＳｉ、０．０５～０．２５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である重量パーセント（重量％）の組成；
    βのマトリクッス中にαの針状結晶を含む針状微細構造；および
    １．０Ｅ＋０７サイクルを超えるＥＮ６０７２試験による疲労寿命
    を含むα－βチタン合金。
11. 前記熱処理されたα－β製品に対する３５ｋｓｉおよび９５０°Ｆ（５１０℃）で、０．２５％ひずみまでの時間は、５０時間を超える、をさらに含む請求項１０に記載のα－βチタン合金。
12. 前記熱処理されたα－β製品に対する３５ｋｓｉおよび９５０°Ｆ（５１０℃）で、０．２５％ひずみまでの時間は、７５時間を超える、請求項１１に記載のα－βチタン合金。
13. 前記熱処理されたα－β製品に対する３５ｋｓｉ および９５０°Ｆ（５１０℃）で、０．２５％ひずみまでの時間は、１００時間を超える、請求項１２に記載のα－βチタン合金。
14. 前記組成は、６．４～７．４重量％のＡｌ、２．１～２．６重量％のＭｏ、０．５～１．５重量％のＮｂ、１．０～１．８のＳｎ、０．５～１．５重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．１５重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１０に記載のα－βチタン合金。
15. ７５°Ｆ（２３．９℃）で、約１５３ｋｓｉを超える引張強度、約１３０ｋｓｉを超える降伏強度、約３％を超える伸び率、および約１７．５Ｍｓｉを超える弾性率をさらに含む請求項１４に記載のα－βチタン合金。
16. １１５０°Ｆ（６２１．１℃）で、約９０ｋｓｉを超える引張強度、約６８ｋｓｉを超える降伏強度、約１５％を超える伸び率、および約１３．０Ｍｓｉを超える弾性率をさらに含む請求項１４に記載のα－βチタン合金。
17. 前記組成は、６．８～７．６重量％のＡｌ、０．８～１．６重量％のＭｏ、１．６～２．４重量％のＮｂ、０．１５～０．４５のＳｎ、０．１～０．３重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１０に記載のα－βチタン合金。
18. １１５０°Ｆ（６２１．１℃）で、約１０．０Ｍｓｉを超える弾性率をさらに含む請求項１９に記載のα－βチタン合金。
19. 前記組成は、５．７～６．７重量％のＡｌ、１．７～２．３重量％のＭｏ、１．８～２．４重量％のＮｂ、２．４～３．２のＳｎ、１．８～２．６重量％のＺｒ、０．１～０．３重量％のＳｉ、０．１～０．２重量％のＯを含み、残部がＴｉおよび付随的不純物である請求項１０に記載のα－βチタン合金。
20. ７５°Ｆ（２３．９℃）で、約１５５ｋｓｉを超える引張強度、約３％を超える伸び率、および約１７．０Ｍｓｉを超える弾性率をさらに含む請求項１９に記載のα－βチタン合金。
21. １１５０°Ｆ（６２１．１℃）で、約９５ｋｓｉを超える引張強度、約７３ｋｓｉを超える降伏強度、約１６％を超える伸び率、および約１２．０Ｍｓｉを超える弾性率をさらに含む請求項１９に記載のα－βチタン合金。

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