(57)【要約】  強度が高く、粒径が微細で、コストが低いチタン合金及び同合金を製造する方法が開示される。具体的には、本発明の合金は、Ti6-4を約100MPa上回って強度を向上させ、密度を同程度にし、延性をほぼ同等にする。本発明の合金は、航空機エンジンの部品を含む多数の用途に、特に有用である。Ti合金は、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、最大約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
約6.0から約6.7重量%のアルミニウム、約1.4から約2.0重量%のバナジウム、約1.4から約2.0重量%のモリブデン、約0.20から約0.42重量%のケイ素、約0.17から約0.23重量%の酸素、約0.24重量%以下の鉄、約0.08重量%以下の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である、チタン合金。
【請求項２】
約6.3から約6.7重量%のアルミニウム、約1.5から約1.9重量%のバナジウム、約1.5から約1.9重量%のモリブデン、約0.34から約0.38重量%のケイ素、約0.18から約0.21重量%の酸素、0.1から0.2重量%の鉄、0.01から0.05重量%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である、チタン合金。
【請求項３】
アルミニウムが約6.5重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項４】
バナジウムが約1.7重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項５】
モリブデンが約1.7重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項６】
ケイ素が約0.36重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項７】
酸素が約0.20重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項８】
鉄が約0.16重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項９】
炭素が約0.03重量%である、請求項1に記載のチタン合金。
【請求項１０】
チタン合金に存在するいずれか1種の不純物元素の最大濃度が0.1重量%であり、すべての不純物を組み合わせた濃度が0.4重量%以下である、請求項1に記載の合金。
【請求項１１】
950MPa超のUTSを有する、請求項1に記載の合金。
【請求項１２】
約1,000MPaの引張り降伏強さを有する、請求項1に記載の合金。
【請求項１３】
少なくとも約10%の伸びを有する、請求項1に記載の合金。
【請求項１４】
少なくとも約25%の面積縮小(RA)を有する、請求項1に記載の合金。
【請求項１５】
Moeq=Mo+0.67V+2.9Feと定義されるモリブデン当量(Moeq)が、2.6から4.0である、請求項1に記載の合金。
【請求項１６】
Aleq=Al+27Oと定義されるアルミニウム当量(Aleq)が、10.6から約12.9である、請求項1に記載の合金。
【請求項１７】
請求項1に記載のチタン合金を含む、航空機の部品。
【請求項１８】
請求項1に記載のチタン合金を含む、ファンブレード。
【請求項１９】
約6.5重量%のアルミニウム、約1.7重量%のバナジウム、約1.7重量%のモリブデン、約0.36重量%のケイ素、約0.20重量%の酸素、約0.16重量%の鉄、約0.03重量%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である、チタン合金。
【請求項２０】
チタン合金を製造する方法であって、
a.  約6.0から約6.7重量%のアルミニウム、約1.4から約2.0重量%のバナジウム、約1.4から約2.0重量%のモリブデン、約0.20から約0.42重量%のケイ素、約0.17から約0.23重量%の酸素、約0.24重量%以下の鉄、約0.08重量%以下の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物であるチタン合金を得るステップと、
b.  (a)の合金に、βトランザス温度を摂氏40から200度上回る温度へと、第1の加熱処理を行い、インゴットの鋳造組織を解体するために鍛造し、次いで合金を冷却するステップと、
c.  (b)の合金に、βトランザスを摂氏30から100度下回る温度へと、第2の加熱処理を行い、合金を板、棒又は鋼片に圧延するステップと、
d.  βトランザスを下回る温度で(c)の合金を焼きなますステップと
を含む、方法。
【請求項２１】
ステップ(b)の合金を、βトランザス温度を摂氏50から150度上回る温度に再加熱し、β相を再結晶化させるステップをさらに含む、請求項20に記載の方法。
【請求項２２】
合金を、βトランザス温度を摂氏30から150度上回る温度に再加熱し、β相を再結晶化させ、次いで、少なくとも10パーセントの歪みまで鍛造し、水焼き入れするステップをさらに含む、請求項20に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願の相互参照
本出願は、2012年1月12日に出願された米国特許出願第13/349,483号、2012年2月17日に出願された英国特許出願第1202769.4号に対する優先権を主張し、すべての出願の全体が、参照により、本明細書に完全に記載されているように、本明細書に組み込まれる。
【０００２】
本開示は、一般的に、チタン(Ti)合金に関する。具体的には、比較的低コストの組成を用いて達成される機械的性質の改善した組合せを有するα-βTi合金、並びにTi合金を製造する方法について記載する。
【背景技術】
【０００３】
Ti合金には、高い重量比強度、良好な腐食耐性及び高温におけるこれらの性質の保持が必要とされる用途において、広範な使用が見出されている。これらの利点にもかかわらず、Ti合金の原料及び加工コストは鋼鉄及び他の合金と比較して高いため、その使用は、効率及び性能の必要がそれらの比較的に高いコストを上回る用途に非常に限定される。様々な立場で、Ti合金の組込みの恩恵を受けるいくつかの典型的な用途には、それらに限定されないが、航空エンジンディスク、ケーシング、ファン及びコンプレッサブレード;機体部品;整形外科用部品;装甲板及び様々な産業/工学用途が含まれる。
【０００４】
種々の用途に正しく使用されてきた、従来のTi-基合金は、Ti-6Al-4Vであり、Ti6-4としても知られている。その名称が示唆するように、このTi合金は、一般的に、6重量%のアルミニウム(Al)及び4重量%のバナジウム(V)を含有する。Ti6-4は、典型的には、0.30重量%以下の鉄(Fe)及び0.30重量%以下の酸素(O)も含む。Ti6-4は、中温での強度/重量比が材料選択の重要なパラメータである場合に、「長持ちする」チタン合金として定着しつつある。Ti6-4は、幅広い静的及び動的な構造的用途に適した、バランスのとれた性質を有し、確実に加工されて、一貫した性質を得ることができ、比較的経済的である。
【０００５】
最近は、大気放出及び騒音の低下、燃料コストの低下、保守部品及び予備部品のコストの低下に対する航空会社の要望により、新たな航空機エンジンの設計が推進されている。エンジン製造業者間の競争は、より高いバイパス比、コンプレッサ中でより高い圧力及びタービン中でより高い温度を有するエンジンを設計することにより、これらの要望に応えている。これらの向上した機械的性質は、Ti6-4より高い強度を有するが、同一の密度及びほぼ同等の延性を有する合金を必要とする。
【０００６】
他の合金、例えば、TIMETAL(登録商標)550(Ti-4.0Al-4.0Mo-2.0Sn-0.5Si)及びVT8(Ti-6.0Al-3.2Mo-0.4Fe-0.3Si-0.15O)は、合金へのケイ素の包含により、Ti6-4と比較して強度をおよそ100MPa増した。しかし、これらの合金は、主なβ相安定化元素として、バナジウムではなくモリブデンを使用するため、Ti6-4と比較して密度がより高く、製造コストがより高い。コストの割り増しは、バナジウムと比較してモリブデンのコストがより高いことからだけではなく、Ti6-4の削り屑及び加工屑を原料として使用することが、それらの合金においては不可能であることからも生じる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
したがって、より高い強度、より微細な粒径、及び具体的には、Ti6-4と比較した場合には、密度が同等な、改善した低サイクル疲労寿命を有する、コスト効率に優れた合金を提供する産業上の必要性がある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
強度が高く、粒径が微細で、コストが低いチタン合金及び同合金を製造する方法が開示される。具体的には、本発明の合金は、Ti6-4を約100MPa上回る強度の向上をもたらし、密度を同程度にし、延性をほぼ同等にする。この改善した強度及び延性の組合せは、高い歪み速度で維持される。本発明の合金の強度が高いことにより、一定の応力で荷重される低サイクル疲労の下での破損に対して、Ti6-4と比較して、著しい寿命の延長が達成可能となる。本発明の合金は、航空機エンジンの部品に使用することを含む多数の用途に特に有用である。本発明の合金は、本開示を通じて「本発明の合金」又は「Ti639」と呼ばれる。
【０００９】
本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、最大約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である。好ましくは、本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、約0.1から約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である。より好ましくは、合金は、約6.3から約6.7%のアルミニウム、約1.5から約1.9%のバナジウム、約1.5から約1.9%のモリブデン、約0.33から約0.39%のケイ素、約0.18から約0.21%の酸素、0.1から0.2%の鉄、0.01から0.05%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である。より一層好ましくは、本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.5%のアルミニウム、約1.7%のバナジウム、約1.7%のモリブデン、約0.36%のケイ素、約0.2%の酸素、約0.16%の鉄、約0.03%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である。
【００１０】
本発明のTi合金は、不可避不純物又は他の添加元素、例えば、Co、Cr、Cu、Ga、Hf、Mn、N、Nb、Ni、S、Sn、P、Ta及びZrを、各元素に対する不純物の水準に関連する濃度で含むこともできる。不可避不純物の元素又は他の添加元素のいずれか1種の最高濃度は、好ましくは約0.1重量%であり、すべての不純物及び/又は添加元素を組み合わせた濃度は、好ましくは、全体の約0.4重量%を超えない。
【００１１】
本開示による合金は、本質的に、列挙された元素からなり得る。必須であるこれらの元素に加えて、他の不特定の元素が組成に存在し得るが、但し、組成の本質的特性は、不特定の元素が存在することによる影響を実質的に受けないことが理解されよう。
【００１２】
開示した組成を有する本発明の合金は、ASTM E8の規格を使用して評価する場合、縦及び横方向の両方で、少なくとも約145ksi(1,000MPa)の引張り降伏強さ(TYS)、及び少なくとも約160ksi(1,103MPa)の最大引張り強さ(UTS)と組み合わせて、少なくとも約25%の面積縮小(RA)及び少なくとも約10%の伸び(El)を有する。
【００１３】
本発明のTi合金は、鋼片、棒、鋼線、板及びシートを含む大半の一般的な製造形態で、利用可能になり得る。Ti合金は、約0.020インチ(0.508mm)から約4インチ(101.6mm)の厚さを有する板に圧延できる。具体的な用途では、本発明の合金は、約0.8インチ(20.32mm)の厚さを有する板にされる。
【００１４】
本発明の合金を製造する方法であって、合金が、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、約0.1から約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部がチタンと不可避不純物である、方法も記載されている。好ましくは、Ti合金は、適切な比率のアルミニウム、バナジウム、モリブデン、ケイ素、酸素、鉄、炭素及びチタンを含むリサイクル及び/又は未使用材料の組合せを冷たい炉床炉において溶融させて、溶融合金を形成し、前記溶融合金を鋳型に鋳造することによって製造される。リサイクル材料は、例えば、Ti6-4の削り屑及び加工屑、並びに工業用純(CP)チタンスクラップを含み得る。未使用材料は、例えば、チタンスポンジ、鉄粉末及びアルミニウムショットを含み得る。あるいは、リサイクル材料は、Ti6-4の削り屑、チタンスポンジ並びに/又は母合金、鉄及びアルミニウムショットの組合せを含み得る。
【００１５】
本明細書で開示した本発明の合金は、従来のTi6-4合金に相当する代用物となるが、航空宇宙産業によって確立されたTi6-4の機械的性質に対応する、又はそれを凌駕する。
【００１６】
本開示に組み込まれ、その一部を構成する添付図面は、開示した本発明の模範的な実施形態を例示し、開示した本発明の原理を説明する役割を果たす。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本開示の実施形態に従った、本発明の合金を製造する方法を例示する工程図である。
【図２】２ＡはTi6-4合金の顕微鏡写真である。２ＢはTi-6Al-2.6V-1Moを含有する比較合金の顕微鏡写真である。２ＣはTi-6Al-2.6V-1Mo-0.5Siを含有する比較合金の顕微鏡写真である。２Ｄは模範的な本開示の実施形態に従った、Ti合金の顕微鏡写真である。
【図３】合金の組成に基づいて、合金の様々な性質に影響を与える問題を例示する概略図である。
【図４】Ti6-4と比較して、板の最終的な圧延方向に対して横に巻き取られた本発明の合金の平滑な試験片を使用した、室温での低サイクル疲労の結果を示すグラフである。
【図５】Ti6-4と比較して、板の最終的な圧延方向に対して横に巻き取られた本発明の合金の切り欠き試験片を使用した、室温での低サイクル疲労の結果を示すグラフである。
【図６】Ti6-4と比較して、板の最終的な圧延方向に対して縦に巻き取られた本発明の合金の平滑な試験片を使用した、室温での低サイクル疲労の結果を示すグラフである。
【図７】Ti6-4と比較して、板の最終的な圧延方向に対して縦に巻き取られた本発明の合金の切り欠き試験片を使用した、室温での低サイクル疲労の結果を示すグラフである。
【図８】Ti6-4と比較した本発明の合金の結果である、高い歪み速度を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
図面を通じて、同一の符号及び文字は、特に指定のない限り、例示される実施形態の同様の特徴、元素、部品又は部を表すために使用される。開示される本発明は、図の参照について詳細に記載されているが、例示的な実施形態に関連してそのように行われる。
【００１９】
コストの低さが妥当な材料を使用して形成され、良好な機械的性質を有する模範的なTi合金について記載されている。これらのTi合金は、Ti6-4と比較する場合、より高い強度及び低サイクル疲労耐性を必要とする航空機部品を含む、多数の用途の使用に特に適しており、そのような用途は、ブレード、ディスク、ケーシング、パイロン構造又は着陸装置を含むが、それらに限定されない。さらに、Ti合金は、より高い重量対強度比が有利となる、チタン合金を使用した一般的なエンジアリング部品に適する。本発明の合金は、本開示を通じて「本発明の合金」又は「Ti639」と呼ばれる。
【００２０】
本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、最大約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部はチタンと不可避不純物である。好ましくは、本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、約0.1から約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部はチタンと不可避不純物である。より好ましくは、合金は、約6.3から約6.7%のアルミニウム、約1.5から約1.9%のバナジウム、約1.5から約1.9%のモリブデン、約0.33から約0.39%のケイ素、約0.18から約0.21%の酸素、0.1から0.2%の鉄、0.01から0.05%の炭素を含み、残部はチタンと不可避不純物である。より一層好ましくは、本発明のTi合金は、重量パーセントで、約6.5%のアルミニウム、約1.7%のバナジウム、約1.7%のモリブデン、約0.36%のケイ素、約0.2%の酸素、約0.16%の鉄、約0.03%の炭素を含み、残部はチタンと不可避不純物である。
【００２１】
チタンにおける合金元素としてのアルミニウムは、α相安定化元素であり、α相が安定な温度を上昇させる。アルミニウムは、重量パーセントで、約6.0から約6.7%、本発明の合金に存在し得る。具体的には、アルミニウムは、約6.0、約6.1、約6.2、約6.3、約6.4、約6.5、約6.6又は約6.7重量%で存在する。好ましくは、アルミニウムは、重量パーセントで、約6.4から約6.7%存在する。より一層好ましくは、アルミニウムは、約6.5重量%で存在する。アルミニウム濃度が、本明細書で開示されている上限を超えたとしたら、合金の加工性は著しく劣化し、延性及び靱性は悪化する。一方、本明細書で開示されている限定を下回る水準でアルミニウムを包含すると、十分な強度を得られない合金が製造される恐れがある。
【００２２】
チタンにおける合金元素としてのバナジウムは、β変態温度を低下させる、同形のβ相安定化元素である。バナジウムは、本発明の合金に、重量パーセントで、約1.4から約2.0%存在し得る。具体的には、バナジウムは、約1.4、約1.5、約1.6、約1.7、約1.8、約1.9又は2.0重量%で存在する。好ましくは、重量パーセントで、バナジウムは、約1.5から約1.9%存在する。より好ましくは、バナジウムは約1.7重量%で存在する。バナジウム濃度が本明細書で開示されている上限を超えたとしたら、合金のβ相安定化元素含有量は過剰に高くなり、Ti6-4と比較して密度の増加を生じるであろう。また、モリブデン含有量と比較して、バナジウム濃度が上昇するとしたら、合金の一次α粒径は増大する傾向にあるであろう。一方、過剰に低い水準でバナジウムを使用すると、合金が真のα-β合金ではなく、ニアα合金になる傾向があるので、合金の強度及び延性が劣化する恐れがある。図3は、本発明の合金のバナジウム及びモリブデンの含有量を最適化する際におけるこの問題の概略図を示す。
【００２３】
チタンにおける合金元素としてのモリブデンは、β変態温度を低下させる、同形のβ相安定化元素である。適量のモリブデンを使用して、一次α粒径の微細化を引き起こすと、β相安定化元素としてバナジウムのみを使用した合金と比較して、延性及び疲労寿命が改善できる。モリブデンは、重量パーセントで、約1.4から約2.0%、本発明の合金に存在し得る。具体的には、モリブデンは、約1.4、約1.5、約1.6、約1.7、約1.8、約1.9又は約2.0重量%で存在する。好ましくは、モリブデンは、重量パーセントで、約1.5から約1.9%存在する。より一層好ましくは、モリブデンは、約1.7重量%で存在する。モリブデンの濃度が、本明細書で開示されている上限を超えたとしたら、Ti6-4と比較して密度が増加する技術的な不利益が生じ、経済的及び産業的な影響が生じるが、これは、産業用チタン合金としてのTi6-4の優位性により、インゴットへの組込みに利用できるスクラップの大半がその組成を有するようになるためである。合金全体のβ相安定化元素含有量の限定によって密度が制御されるので、モリブデンとして加えられるβ相安定化元素の比率は、製造の経済性を最適化するために限定される。一方、本明細書で開示した限定を下回る水準でモリブデンを使用すると、合金が真のα-β合金ではなく、ニアα合金になる傾向があるので、合金の強度及び延性の劣化が生じ得る。
【００２４】
チタンにおける合金元素としてのケイ素は、β変態温度を低下させる、共析β相安定化元素である。ケイ素は、チタン合金の強度を増大させ、密度を低下させることができる。さらに、ケイ素の添加により、具体的にはモリブデンとバナジウムとのバランスが最適化される場合に、大規模な延性の欠失を伴わずに、必要とされる引張り強さが得られる。さらに、ケイ素により、Ti6-4と比較して、及びTIMETAL(登録商標)550と同様に高温引張り性質が得られる。ケイ素は、重量パーセントで、本発明の合金に、約0.2から0.42%存在し得る。具体的には、ケイ素は、約0.20、約0.22、約0.24、約0.26、約0.28、約0.30、約0.32、約0.34、約0.36、約0.38、約0.40、又は約0.42重量%で存在する。好ましくは、ケイ素は、重量パーセントで約0.34から0.38%存在する。より好ましくは、ケイ素は約0.36重量%で存在する。ケイ素濃度が本明細書で開示されている上限を超えたとしたら、合金の延性及び靱性は劣化するであろう。一方、本明細書で開示されている限定を下回る水準でケイ素を使用すると、強度に劣る合金が製造される恐れがある。
【００２５】
チタンにおける合金元素としての鉄は、β変態温度を低下させる共析β相安定化元素であり、鉄は、周囲温度で、チタンにおける強化元素である。鉄は、本発明の合金に、重量パーセントで、最大0.24%存在し得る。具体的には、鉄は、約0.04、約0.8、約0.10、約0.12、約0.15、約0.16、約0.20又は約0.24重量%で存在し得る。好ましくは、鉄は、重量パーセントで、約0.10から約0.20%存在する。より好ましくは、鉄は、約0.16重量%で存在する。鉄の濃度が本明細書で開示されている上限を超えたとしたら、合金に関する分離問題が実質的に生じ、延性及び成形性は結果として低下するであろう。一方、本明細書で開示されている限定を下回る水準で鉄を使用すると、望ましい高さの強度、深さの焼き入れ性及び優れた延性性質を達成できない合金が製造されるであろう。
【００２６】
チタンにおける合金元素としての酸素は、α相安定化元素であり、酸素は、周囲温度で、チタン合金における有効な強化元素である。酸素は、本発明の合金に、重量パーセントで、約0.17から約0.23%存在し得る。特に、酸素は、約0.17、約0.18、約0.19、約0.20、約0.21、約0.22又は約0.23重量%で存在する。好ましくは、酸素は、約0.19から約0.21%重量パーセントで存在する。より好ましくは、酸素は、約0.20重量%で存在する。酸素の含有量が過剰に低いと、スクラップ金属がTi合金の溶融に使用することに適さないであろうため、強度は過剰に低くなり、Ti合金のコストが増加する恐れがある。一方、酸素の含有量が過剰に多いと、延性、靱性及び成形性は、劣化するであろう。
【００２７】
チタンにおける合金元素としての炭素は、α相安定化元素であり、α相が安定な温度を上昇させる。炭素は、本発明の合金に、重量パーセントで、最大約0.08%存在し得る。具体的には、炭素は、約0.01、約0.02、約0.03、約0.04、約0.05、約0.06、約0.07又は約0.08重量%で存在する。好ましくは、炭素は、重量パーセントで、約0.01から約0.05%存在する。より好ましくは、炭素は、約0.03%で存在する。炭素の含有量が過剰に低いと、スクラップ金属がTi合金の溶融に使用することに適さないであろうため、合金の強度は過剰に低くなり、Ti合金のコストは増加する恐れがある。一方、炭素の含有量が過剰に多いと、次いで、合金の延性は低下するであろう。
【００２８】
本開示による合金は、本質的に列挙された元素からなり得る。必須であるそれらの元素に加えて、他の不特定の元素が組成に存在し得るが、但し、組成の本質的特性は、不特定の元素が存在することによる影響を実質的に受けないことが理解されよう。
【００２９】
本発明のTi合金は、不可避不純物又は他の添加元素、例えばCo、Cr、Cu、Ga、Hf、Mn、N、Nb、Ni、S、Sn、P、Ta及びZrを、各元素に対する不純物の水準に関連する濃度で含むこともできる。不可避不純物の元素又は他の添加元素のいずれか1種の最高濃度は、好ましくは約0.1重量%であり、すべての不純物及び/又は添加元素を組み合わせた濃度は、好ましくは、全体の約0.4重量%を超えない。
【００３０】
本発明の合金の密度は、立方インチ(lb/in3)当たり約0.1614ポンド(4.47g/cm3)から約0.1639lb/in3(4.54g/cm3)になるよう計算され、公称密度は約0.1625lb/in3(4.50g/cm3)である。
【００３１】
本発明の合金は、約1850°F(1010℃)から約1904°F(1040℃)のβトランザスを有する。本発明の合金の微細構造は、βトランザスを下回る合金プロセスを示す。一般的に、本発明の合金の微細構造は、少なくともTi6-4と同じくらい、又はそれよりも微細な一次α粒径を有する。具体的には、本発明の合金の微細構造は、変態β相の背景において(暗色背景)、一次α相(白色粒子)を含む。組成を変化させることにより合金の強度が増大するので、延性を維持するために、一次α粒径ができるだけ微細な微細構造を得ることが好ましい。一実施形態において、一次α粒径は、約15μm未満であり得る。
【００３２】
本発明のTi合金は、優れた引張り性質を達成する。例えば、ASTM E8の規格に従って分析する際には、本発明のTi合金は、横及び縦方向の両方に沿って、少なくとも約145ksi(1,000MPa)の引張り降伏強さ(TYS)及び少なくとも約160ksi(1,103MPa)の最大引張り強さ(UTS)を有する。さらに、Ti合金は、少なくとも約10%の伸び、及び少なくとも約25%の面積縮小(RA)を有する。
【００３３】
本発明のチタン合金は、2.6から4.0のモリブデン当量(Moeq)を有し、モリブデン当量は:Moeq=Mo+0.67V+2.9Feと定義される。特殊な用途では、Moeqは3.3である。
【００３４】
本発明のチタン合金は、10.6から約12.9アルミニウム当量(Aleq)を有し、アルミニウム当量は、:Aleq=Al+27Oと定義される。特殊な用途では、Aleqは11.9である。
【００３５】
さらに、本発明の合金は、高い歪み速度において、Ti6-4より強度に勝る利点を維持する一方で、Ti6-4と同等の延性を呈する。さらに、弾道試験は、本発明の合金が、模擬破片弾に対して、Ti6-4のもの以上の耐性を呈することを示している。具体的には、本発明の合金は、0.50Cal.(12.7mm)の模擬破片弾(FSP)を使用して行った弾道試験において少なくとも60fpsのV50を実証する。特殊な用途では、本発明の合金は、少なくとも80fpsのV50を実証する。本発明の合金は、Ti6-4と比較した場合に、同等の破壊靱性も呈する。Ti6-4の場合のように、本発明の合金は、材料の加工及び加熱処理に応じて、様々な性質を組み合わせる能力があると認識されている。
【００３６】
本発明の合金は、種々の使用目的を有する、異なる製品又は部品に製造され得る。例えば、本発明の合金は、航空機部品、例えばディスク、ケーシング、パイロン構造又は着陸装置並びに自動車部品に形成され得る。特殊な用途では、本発明の合金は、ファンブレードとして使用される。
【００３７】
良好な機械的性質を有するTi合金を製造する方法も開示されている。この方法は、本発明の合金を製造するために、適切な比率の原料物質の組合せを溶融させるステップを含み、重量で、約6.0から約6.7%のアルミニウム、約1.4から約2.0%のバナジウム、約1.4から約2.0%のモリブデン、約0.20から約0.42%のケイ素、約0.17から約0.23%の酸素、約0.1から約0.24%の鉄、最大約0.08%の炭素を含み、残部はチタンと不可避不純物である。溶融は、例えば、冷たい炉床炉、場合により続いて真空アーク再溶融(VAR)炉において再溶融させることにより実施し得る。あるいは、インゴットの製造は、VAR炉において複数の溶融ステップにより実施し得る。原料物質は、リサイクル及び未使用材料の組合せ、例えば、組み合わせたチタンスクラップ及びチタンスポンジと少量の鉄を含み得る。大半の市況では、リサイクル材料の使用により、著しくコストが削減される。使用されるリサイクル材料は、それらに限定されないが、Ti6-4、Ti-10V-2Fe-3Al、他のTi-Al-V-Fe合金及びCPチタンを含み得る。リサイクル材料は、加工屑(削り屑)、固体片又は再溶融電極の形態であってよい。使用される未使用材料は、それらに限定されないが、チタンスポンジ、アルミニウム-バナジウム;アルミニウム-モリブデン;及びチタン-ケイ素母合金、鉄粉末、ケイ素顆粒又はアルミニウムショットを含み得る。Ti-Al-V合金のリサイクル材料を使用すると、使用されるアルミニウム-バナジウム母合金は減少する、又は使用されないので、著しいコスト削減を実現できる。しかし、このことが、所望に応じたリサイクル材料どころか、チタンスポンジ及び合金元素を含む未使用原料の使用及び添加を妨げることはない。
【００３８】
製造する方法は、合金のインゴットを溶融させ、β変態温度を上回って、及び下回って、本発明の合金を順序正しく鍛造し、続いてβ変態温度を下回って鍛造及び/又は圧延するステップも含み得る。特殊な用途では、Ti合金を製造する方法は、航空システム用の部品を製造するため、及びより一層具体的には、ファンブレードの製造に使用される板を製造するために使用される。
【００３９】
Ti合金を製造する模範的な方法を示す工程図が、図1で示されている。最初に、工程100において適切な濃度及び比率を有する、望ましい量の原料が調製される。原料は、リサイクル材料を含み得るが、リサイクル材料は、適切な組成の未使用原料と、あらゆる組合せで組み合わされ得る。
【００４０】
調製後、原料を溶融させ、鋳造して、工程110におけるインゴットを製造する。溶融は、例えば、VAR、プラズマアーク溶融、電子ビーム溶融、消耗電極のスカル溶融、又はそれらの組合せによって達成され得る。特殊な用途では、ダブル溶融インゴットは、VARにより調製され、円筒形の形状を有するるつぼへと直接鋳造される。
【００４１】
工程120において、インゴットに最初に鍛造又は圧延するステップを施す。最初に鍛造又は圧延するステップは、β変態温度を上回って行われる。この工程において圧延するステップが行われる場合、次いで、圧延するステップが縦方向に行われる。特殊な用途では、チタン合金のインゴットを、βトランザス温度を摂氏約40から約200度上回る温度に加熱し、鍛造してインゴットの鋳造組織を解体し、次いで冷却する。好ましくは、チタン合金のインゴットを、βトランザスを摂氏約90から約115度上回る温度に加熱する。より一層好ましくは、インゴットを、βトランザスを約90度上回るように加熱する。
【００４２】
任意の工程130において、β変態温度を下回るようにインゴットを再加熱し、鍛造して変態構造を変形させる。特殊な用途では、インゴットを、βトランザスを摂氏約30から約100度下回る温度に再加熱する。好ましくは、インゴットを、βトランザスを摂氏約40から約60度下回る温度に再加熱する。より好ましくは、インゴットを、βトランザスを摂氏約50度下回る温度に再加熱する。
【００４３】
次に、任意の工程140において、インゴットを、βトランザス温度を上回る温度に再加熱して、β相を再結晶化させ、次いで、少なくとも10パーセントの歪みまで鍛造し、水焼き入れする。特殊な用途では、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約30から約150度上回る温度に再加熱する。好ましくは、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約40から約60度上回る温度に再加熱する。より一層好ましくは、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約45度上回る温度に再加熱する。
【００４４】
工程150において、インゴットに、さらに鍛造及び/又は圧延するステップを施して、板、棒又は鋼片を製造する。工程120、又は行う場合には任意の工程130若しくは140により製造される、鍛錬したインゴットを、βトランザスを摂氏約30から約100度下回る温度に再加熱し、望ましい寸法の板、棒又は鋼片に圧延し、達成される望ましい寸法及び微細構造にするために必要な金属を再加熱する。特殊な用途では、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約30から約100度下回る温度に再加熱する。好ましくは、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約40から約60度下回る温度に再加熱する。より好ましくは、インゴットを、βトランザス温度を摂氏約50度下回る温度に再加熱する。
【００４５】
板の圧延は、典型的には(場合によるが)、少なくとも2つの段階で実施することによって、段階間で材料を90度まで回転させて、板の微細構造の発現を促進することができる。最終的な鍛造及び圧延するステップは、β変態温度を下回って行われ、圧延するステップは、インゴット軸に対して、縦及び横方向に行われる。
【００４６】
次いで、工程160において、インゴットを焼きなまし、好ましくはβ変態温度を下回って行われる。最終的な圧延製品は、それらに限定されないが、約0.020インチ(0.508mm)から約4.0インチ(101.6mm)の範囲の厚さを有し得る。いくつかの変更において、板の焼きなましは、冷却後に、必要とされる形状に板が適合することを確実にするために板を圧迫して実施し得る。別の用途では、板は焼きなましの温度に加熱され、次いで、焼きなましの前に平らにされ得る。
【００４７】
一部の用途では、約0.4インチ(10.16mm)を下回るゲージに圧延することは、コイル又はストリップ製品を製造するために熱間圧延することによって達成され得る。さらに別の用途では、薄いゲージシート製品の圧延は、シートを熱間圧延することによって、スチールパックに入れた単一のシート又は複数のシートとして達成され得る。
【００４８】
模範的なチタン合金及びそれらを製造する方法に関するさらなる詳細は、以下の例に記載されている。
【００４９】
模範的な実施形態
この節で示される例は、使用される加工ステップ、生じる組成、及び、その後本発明の実施形態に従って調製したTi合金の性質について例示する役割を果たす。Ti合金、及びそれらに関連する、以下に記載の製造方法は、例として示され、限定することを意図するものではない。
【００５０】
[実施例]
[実施例1]
Ti6-4ベースにおける元素の効果
本明細書で開示されている元素の範囲外の組成を有する、いくつかのTi合金を最初に調製して、比較例として利用した。目的の合金中に含有される元素の有効性の評価において、2系統の金属粒200gを溶融させ、次いで、13mmの角棒に圧延した(β、次いでα/β)。結果を以下の表1に要約した。
【表１】
2015510035.tif 000003
【００５１】
表1は、Ti6-4を含む5種の合金から得た、引張り試験の結果を示す。表1により、バナジウムをモリブデンに置き換えた場合と同等の引張り試験の結果を得たことが実証される。具体的には、モリブデン及びバナジウムの比率が1%から2.6%で変動した場合、Ti6-4と比較して(合金A、B、D及びEと比較)、引張り強さではわずかな変化しか観察されなかった。
【００５２】
表1は、0.5%のケイ素を包含すると、この元素を含まない合金と比較して(合金Cと合金Bを比較)、強度が著しく増加したことも示す。合金A、B、D及びEには、典型的にはTi6-4に適用される2段階加熱処理を行った。合金Cは、ケイ素を包含するため、他の合金と比較して異なる条件下で加熱処理された。この加熱処理が選択されたのは、以下の理由のためである。Si、例えばTIMETAL(登録商標)550を含有する従来技術の合金により、典型的には、加熱処理の最終工程が、400から500℃の温度範囲のエージングプロセスである場合に、そのような合金の最高の性質が得られることが示唆される。
【００５３】
チタン合金における他の金属材料に対して、粒径は、材料の機械的性質に影響を及ぼす。典型的には、粒径が微細なほど、強度が高くなり、又は一定の強度水準においては延性が高くなる。図2は、250gのインゴットとして鋳造され、鍛造及び圧延によって12mmの角棒に変形された、実験用チタン合金の微細構造(表1の組成を参照されたい)を示す。これらの微細構造は、変態β相を背景(暗色背景)とする一次α相(白色粒子)から構成される。図2Aは、この方法によって製造された合金A(Ti6-4)の微細構造をベンチマークとして示す。組成を変化させることにより合金の強度は増大するので、延性を維持するために、一次α粒径ができるだけ微細な微細構造を得ることが望ましい。図2Bから2Dは、変態β相をより暗く見えるようにした、モリブデンを含有する実験用合金の微細構造(合金B、C及びE)を示す。モリブデンが主なβ相安定化元素であるチタン合金は、バナジウムが主なβ相安定化元素である同合金より細かいβ粒径を有する傾向があることを実験的に観察した。図2は、合金E(図2D)が、合金A(Ti6-4)より細かい一次α相を呈する(図2A)一方、合金B及びC(図2B及び2C)は、Ti6-4(図2A)のものと同様の粒径を有していたことを示す。図2により、バナジウム及びモリブデンの両方を含有する合金において、存在するモリブデンの比率は、より微細な望ましい粒径を得るために、バナジウムの比率以上でなければならないことが実証される。
【００５４】
表2は、さらに一連の8種の金属粒(組成式)を、引張り試験の結果と併せて示す。
【表２】
2015510035.tif 000004
【００５５】
表2で報告されている結果により、合金の組成において、ケイ素を包含による強化の効果が立証されている。例えば、ケイ素をTi6-4ベースに加えたところ、引張り強さはかなり増大した(合金Fと合金Gを比較する)。表2は、所定のあらゆるベース組成に対して、0.5%のSiを包含させると、0.35%のSiと比較して、強度はより高くなった(H、J及びLとI、K及びMをそれぞれ比較)ことも示す。
【００５６】
表2は、合金におけるモリブデン及びバナジウムの量を変化させることによる効果も示す。2%のMo及び2%のVを含有している合金は、1.5%のMo及び1.5%のVを含有している合金と比較して、より高い強度及び延性を有していた(I及びJとL及びMをそれぞれ比較)。
【００５７】
さらに、酸素の含有量を低下させると、所定のベース組成に対する強度は低くなる(MとIを比較)。さらに、表2は、弾性係数は、分析された組成の範囲をやや超えて変動することを示す。
【００５８】
図3は、モリブデン及びバナジウムのバランスの選択に影響を与える考慮事項を概略的に示す。一次α粒径を微細化するために十分なモリブデンを使用することは、Ti6-4(TIMETAL(登録商標)550と同様に)と比較して優れた疲労性能を向上させるという点で重要である。しかし、モリブデンが増加した比率を使用することは、産業用チタン合金としてのTi6-4の優位性により、インゴットへの組込みに利用できるスクラップの大半がその組成を有するようになるという点で、経済的/産業的な重要性を有する。スクラップを組込みに利用できる可能性は、新規な合金を産業生産に導入する経済性に対して主な効果を有する。
【００５９】
実験作業により、図3における合金の設計原理は実際に有効である証拠が示された。ケイ素の添加により、特に、モリブデン/バナジウムのバランスを最適化した際に、大幅な延性欠失を伴わない引張り強さの増大が示された。ケイ素の包含によっても、Ti6-4(TIMETAL(登録商標)550と同様に)と比較して、著しい高温引張り性質が示された。
【００６０】
[実施例2]
さらなる実験を行って、本発明の合金の化学組成、計算したパラメータ、引張り性質及び弾道性を評価した。具体的には、以下の表3で示されている組成を含むインゴット6個を、2回にわたるVARにより直径8インチ(203mm)として溶融させた。材料を0.62インチ(15.7mm)の板に変形させて、最終的にはトランザス未満で各方向に圧延して、厚さを40%縮小させた。
【００６１】
本発明の合金(Ti639;加熱したV8116)に対する化学的な平均分析の結果を使用して、βトランザスを1884°F(1029℃)と計算した。連続した高い焼きなまし温度から焼き入れした後で、金属組織観察を使用して、この値を確認した。
【００６２】
密度
合金の密度は、合金選択の基準が(強度/重量)又は(強度/重量の二乗)である場合、重要な問題である。Ti6-4の代わりとするつもりの合金の場合には、密度はTi6-4の密度と等しいのが特に有用である。これは、より高い材料性能が必要とされる場合に、設計の変化を伴わずに代用が可能となるためである。
【００６３】
試験した各合金に対する密度の計算は、表3で報告されている。複合則を使用して、V8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)に対する密度は0.1626lbs in-3(4.50g cm-3)と計算された。同一の基準で計算した場合、Ti6-4の密度は0.1609lbs in-3(4.46g cm-3)であった。したがって、V8116の密度は、Ti6-4のものよりわずか約1.011倍だけ高い。
【００６４】
固溶化オーバーエージング(STOA)条件
各合金の引張り性質を測定する前に、板を以下のように、固溶化オーバーエージング(STOA)条件に合わせて加熱処理した:1760°F(960℃)で20分間焼きなまし、室温まで空冷(AC)し、次いで、1292°F(700℃)で2時間にわたりエージングし、ACする。
【００６５】
引張り性質の結果を表4に示す。Ti6-4のベースライン(V8111)は、この配合及び加熱処理条件の典型的な性質を呈する。本発明の合金(V8116)の特定のUTS及び特定のTYSは、同様に加工したTi6-4のものよりそれぞれおよそ9%及び12%高かった。
【００６６】
弾道性
表3で識別された比較組成の、実験室規模のインゴットを溶融させ、0.62in(15.7mm)の十字圧延した板に変形させた。固溶化オーバーエージング条件において、以下のように引張り及び弾道の評価を行った:1760°F(960℃)で20分間焼きなまし、室温まで空冷(AC)し、次いで、1292°F(700℃)で2時間にわたりエージングし、ACする。
【００６７】
弾道性の結果を表3に示す。0.50Cal.(12.7mm)の模擬破片弾(FSP)を使用して弾道試験を行った。三つの板を試験した:V8111(Ti6-4)、V8113(Ti-6.5Al-1.8V-1.4Mo0.16Fe-0.5Si-0.2O-0.06C)及びV8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)。
【００６８】
V8116に対する弾道の結果は、ベースの要件を上回る毎秒81フィート(fps)でV50を実証する好ましいものであった;局所的な断熱せん断は、顕著に破損した機構ではなかった;二次的な亀裂は発生しなかった。0.03重量%のC及び0.3重量%のSiにより、耐衝撃性に対する悪影響が生じなかったことが指し示されるため、最後の観察は特に重要である。これらの具体的な試験条件に対するV8116のすべての弾道の性能は、Ti6-4(V8111)のものと同様であると見出された。したがって、V8116組成の強度がより高いという利点は、耐衝撃性の低下を被ることなく実現できる。
【００６９】
対照的に、加熱したV8113は、V8116と同様の引張り性質を有していたが、Siがより多く(0.5vs.0.3重量%)、Cがより多く(0.06vs.0.03重量%)、低いV50値(ベース要件を下回る92fps)を有し、試験中に板はひどい亀裂を示し、この亀裂により板は２つに割れた。V8113の亀裂は、比較的低い部分的な衝撃エネルギーの弾丸でも発生した。さらに、V8113は、両方の弾丸の間で、板の角に向かう亀裂を呈した;この挙動は、Ti6-4(V8111)又はV8116では観察されなかった。
【００７０】
高い強度(167ksiのUTS及び157ksi)、高い伸び(11%)、並びにV8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)で観察された良好な弾道性及び衝撃性の組合せは、通常、Ti合金板におけるこの強度水準に関連する密度及びコストを増加させる傾向がある、大幅な合金の添加を避けることを考慮したきわめて好ましいものであった。
【表３】
2015510035.tif 000005
【表４】
2015510035.tif 000006
【００７１】
[実施例3]
中空チタン合金ファンブレードの製造に使用される中間産物の特性
本発明の合金(Ti639に指定)の性質を産業規模で検証するために、公称重量3.4MTのFU83099と呼ばれる直径30インチ(760mm)のインゴットを、2回にわたるVARによる溶融で製造した。次いで、このインゴットを、図1で展開されている加工原理に従って板に変形させ、Ti6-4のファンブレード板を商業生産するために使用される産業的操作を適用した。加熱した(FU83099B)の一部を、十字圧延するプロセスを使用して加工する一方で、加熱した(FU83099)の別の部分を単軸に沿って圧延した。
【００７２】
ASTM E8に従った本発明の合金板と比較して、Ti6-4のファンブレード板の特性をさらに評価するために、室温引張り試験も行った。RT引張り試験の結果と共に、板の化学組成を表4に示す。
【００７３】
表4の結果により、本発明の合金はTi6-4より強いことがさらに実証される。FU83099A及びBの結果を比較することにより、圧延する際に単軸に沿って実行すると、十字圧延と比較して、材料における性質の異方性が大きくなることが実証される。
【００７４】
FU83099Bから得られた試料を、計画した予定に従って加熱処理して、中空チタンのファンブレードの製造を模倣し、次いで、様々な機械的試験を施した。図4から8は、低サイクル疲労試験における、Ti6-4及びTi639として示される本発明の合金(FU83099B)の比較を示し、部品の稼働における合金の耐久性を推定する。図4及び6は、板の最終的な圧延方向に対してそれぞれ横及び縦方向から得られた試験片の結果を示す。図4及び6は、「平滑な」試験片を試験した結果を示し、Ti6-4と比較して、本発明の合金の優位性を明白に示す。図4は、「Ti639」及び「エージングしたTi639」に対する結果を示す。「エージングしたTi639」試料は、最後の工程が500℃のエージング範囲中にある加熱処理の手順を受けるが、「Ti639」試料は、最後の工程が700℃という典型的な焼きなましの条件である加熱処理手順を受ける。この結果は、本発明の合金の良好な性能は、いずれの場合においても達成されることを示す。結果は、平滑材低サイクル疲労性能において、Ti6-4と比較してTi639の著しい改善を示す。(図4)の横方向において、疲労寿命は、約890MPaの最大応力で、Ti6-4のおよそ1x104サイクルから、Ti639の約1x105サイクルに増加し、約1x105サイクルの寿命に対する最大応力は、Ti6-4の790MPaからTi639のおよそ890MPaまでおよそ100MPa増加した。縦方向において、疲労寿命は、830MPaの最大応力で、Ti6-4のわずか3x104サイクルからTi639のおよそ1x105サイクルに増加し、およそ1x105サイクルの寿命に対する最大応力は、Ti6-4のおよそ790MPaからTi639の約830MPaに増加した。
【００７５】
図5及び7は、切り欠き試験片を使用したより困難な試験に由来する、低サイクル疲労試験のさらなる結果を示している。これらの結果により、本発明の合金の優位性がさらに確認される。
【００７６】
図8は、歪み速度が高い引張り試験における、Ti6-4及びTi639として示される本発明の合金(FU83099B)の間の比較を示す。このデータにより、本発明の合金における、強度及び延性の良好な組合せは、中空のファンブレードと関連する稼働条件で、Ti6-4より優れていることが確認された。このことは、そのようなブレードは、稼働中におけるバードインパクトに耐えるように設計されなければならないので、そのような衝撃に耐える材料の能力は、部品の設計、質量及び効率に影響を与えることと関連する。
【表５】
2015510035.tif 000007
【００７７】
本発明を記載する際に明確にするため、以下の用語及び頭字語は、以下で示されているように定義される。
【表６】
2015510035.tif 000008
【００７８】
本発明が、具体的に示されるもの及び本明細書に記載されているものに限定されないことは、当業者に理解されよう。むしろ、本発明の範囲は、以下の請求項によって定義される。上記説明が、実施形態の例示的な例しか表さないことは、さらに理解されるべきである。読者の便宜のために、上記説明は、本発明の原理を教示する試料である、実行可能な実施形態の代表的な試料に重点を置いている。他の実施形態は、異なる実施形態の一部の異なる組合せに起因し得る。
【００７９】
この記載では、起こり得るすべての変化を、余すところなく列挙する試みはなされていない。本発明の特定の部分に関して、別の実施形態は存在しない可能性があり、記載されている部分の異なる組合せに起因し得る、又は、一部に対して利用できる他の記載されていない別の実施形態は、別の実施形態の放棄とはみなされない。それらの記載されていない実施形態の多く、及び他の相当するものは、以下の請求項の文理解釈の範囲内であることが理解されよう。さらに、本明細書を通じて記載されている、すべての参考文献、公報、米国特許及び米国特許出願公報は、その全体が、参照により、本明細書に完全に記載されているように、本明細書に組み込まれる。
【００８０】
すべてのパーセンテージは、明細書及び請求項の両方で、重量パーセント(重量%)で示されている。
【図１】
2015510035.tif 000009
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
2015510035.tif 000013
【図６】
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【図７】
2015510035.tif 000015
【図８】
2015510035.tif 000016
【国際調査報告】
2015510035.tif 000017