(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
近似γチタンアルミナイド合金で形作られた製造物を熱機械的に処理するための方法であって、
（ａ）  近似γチタンアルミナイド合金インゴットを鋳造するステップと、
（ｂ）  前記近似γチタンアルミナイド合金インゴットを高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）して鋳造欠陥を封止するステップと、
（ｃ）  ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナイド合金インゴットを適切な鍛造のための予備成形物になるように準備するステップと、
（ｄ）  前記鍛造のための予備成形物をα＋γ相およびα２＋γ相の領域間の相線に十分に近い鍛造温度で適切な最終製造物の予備成形物になるように等温鍛造し、それによりインゴットの粗い微細構造を分解して非常に等軸のγ微細構造をもたらすステップと、
（ｅ）  前記最終製造物の予備成形物を所望の形作られた最終製造物になるように処理するステップとを含み、
前記最終製造物の予備成形物を処理する前記ステップは、
（ｆ）  前記最終製造物の予備成形物を切断し、圧延に適する選択された被覆材料のパックで被覆し、圧延中の環境的保護を提供するステップと、
（ｇ）  前記選択された被覆材料のパックを予備加熱および通過間再加熱サイクルによって制御可能なように圧延するステップとを含み、前記予備加熱および通過間再加熱サイクルは、
α相およびα＋γ相領域間の相線のすぐ下にある最初の圧延通過を含み、通過間の前記選択された被覆材料のパックを十分に長い期間再加熱して均質化を促進し、結晶粒の成長を阻止するものであり、前記サイクルはさらに、
前記α＋γ相領域において、より低温であり、かつ材料のより短い再加熱を伴う最後の圧延通過を含み、それによって材料は、結晶粒を調質することを促進するために均質化される、近似γチタンアルミナイド合金で形作られた製造物を熱機械的に処理するための方法。
【請求項２】
ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナイド合金インゴットを適切な鍛造のための予備成形物となるように準備する前記ステップは、
（ａ）  前記ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナイド合金インゴットを切断するステップと、
（ｂ）  約Ｔα−４０℃からＴα＋７０℃の温度範囲において実質的に均質化を行なうステップとを含み、ここでＴαはαトランサス状態図線の温度を意味する、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記等温鍛造のステップは、Ｔeut ＋１００℃からＴeut −１００℃の間の範囲において鍛造を行なうステップを含み、ここでＴeutは共析温度を意味する、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
前記等温鍛造のステップは、Ｔeut ＋５０℃からＴeut −５０℃の間の範囲において鍛造を行なうステップを含む、請求項３に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【政府の関与に関する説明】
本発明は米国空軍によって定められた規約Ｆ３３６５７−８６−Ｃ−２１２７号に基づき米国政府の支持を伴って行なわれた。米国政府はこの発明にある一定の権利を有するものである。
【０００２】
【発明の背景】
本発明は一般に近似γチタンアルミナイドの処理に関し、より特定的には微細構造の部分的または完全な均質化を伴ってインゴットの粗い微細構造を分解し、非常に等軸のγ微細構造をもたらすように、近似γチタンアルミナイドを熱機械的に処理するための方法に関する。
【０００３】
２相の近似γチタンアルミナイドは、高温下で低い密度と高い強度を必要とする応用には魅力的な候補である。それらの応用を制限している主要な短所の１つは、それらの室温での引張り延性が低いことである。延性を向上させるための主要な方法の１つは、これらの材料のγ結晶粒の大きさを微細にし、均質化する（調質する）ことであることが知られている。
【０００４】
図１は近似γチタンアルミナイド（原子パーセントで、Ｔｉ−４８Ａｌ−２．５Ｎｂ−０．３Ｔａが目標の組成）のためのこの調査において得られた引張りデータの図であって、重要な傾向を示すものである。データはシートサンプルのためのものであって、それらはすべて公称の等軸γ結晶構造を含むが、粗い結晶粒を含むものもあれば（低延性データ）、より細かい結晶粒を含むものもある（高延性値）。正確には、０．３％前後の延性値は５０μｍの最も大きい結晶粒サイズを除いては２つの態様の結晶構造を備えるサンプルについてのものであって、一方０．８％前後の延性を備えるサンプルは、１５μｍの均質な細かい結晶粒サイズを有する。
【０００５】
現在、近似γチタンアルミナイドの一次強化のためには２つの主要な技術が存在する。これらはすなわち、粉末冶金プロセスおよびインゴット冶金プロセスである。粉末冶金プロセスは、粉末を生成する何らかの方法からなっており、この粉末はその後高温（熱間）静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）によって強化され、その後押出しなどが続く。このような技術は高価につくものであって、このようなプロセスにより合金元素および合金相（すなわち近似γチタンアルミナイドにおけるα２とγ）の偏析が回避されるとはいえ、それらは特性を損なう高レベルの格子間原子（Ｃ、Ｏ、Ｈ、Ｎ）や、トラップされた不活性ガス（たとえばＨｅ）、および熱的に誘発される多孔性（ＴＩＰ）による、不都合を処理中に被る。インゴット冶金材料は、アーク溶融、（鋳造ポロシティを封止するための）ＨＩＰ処理、鋳物構造を分解するための等温鍛造または押出し、および仕上げの処理（たとえば圧延、超塑性成形、型鍛造）によって製造される。
【０００６】
インゴット冶金プロセスはずっと安価であって、格子間侵入物のレベルがもっと低減されるというさらなる利点を有している。
【０００７】
近似γチタンアルミナイドのインゴット冶金プロセスにおける主要な短所は、鋳造後の冷却がゆっくりであることと、その結果の微細な（およびときには巨視的な）尺度での偏析に関してのものである。微細偏析は、最初の凝固製造物であるα２／γ層状（lamellar）２層構造を備えるデンドライト領域と、単層γのみからなるデンドライト間領域との発達によって明らかにされる。後続する高温の変形（たとえば等温鍛造や圧延）および熱的プロセスの間、鋳物構造は分解されて、微細化され均質化された構造がもたらされる。しかしながら、変形によってさえγ相の均質化は困難なため、分解された、または形作られた製造物には、インゴット鋳造において発達する微細偏析の特性が見られる。
【０００８】
本願発明者らによって観察された特性は、（１）前のデンドライトの層状２相領域から発達したγ＋α２の細かい等軸晶、および（２）単相の粗いγ結晶粒の領域からなる。粗いγ結晶粒は前のデンドライト間γから再結晶化されるが、第２の相（たとえばα２）が存在しない状態で、必要とされる高い処理温度において結晶粒の成長を経ている。２つの態様の結晶構造は、通常は非常に望ましくないものである。
【０００９】
【発明の目的および概要】
本発明の主要な目的は、インゴット冶金γチタンアルミナイドを熱機械的に処理し、これらの材料における微細偏析を軽減するか排除するかのいずれかを行なうための新しい方法を提供することである。
【００１０】
他の目的は、熱機械的に処理されるインゴット冶金γチタンアルミナイドの微細構造を微細にし、均質化して、強度、延性、および疲労に対する耐性などの機械的特性を向上させることである。
【００１１】
広い局面においては、本発明のγチタンアルミナイド合金で形作られた製造物を熱機械的に処理するための方法は次のステップを含む。すなわち、ａ）近似γチタンアルミナイド合金インゴットを鋳造するステップ、ｂ）インゴットを高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）して鋳造欠陥を封止するステップ、ｃ）ＨＩＰ処理されたインゴットが適切な鍛造のための予備成形物となるように準備するステップ、ｄ）鍛造のための予備成形物を等温鍛造して、α＋γ相とα２＋γ相の領域間の相線に十分に近い鍛造温度で適切な最終製造物の予備成形物にし、インゴットの粗い微細構造を分解して非常に等軸のγ微細構造をもたらすステップ、およびｅ）最終製造物の予備成形物を所望の形作られた最終製造物になるように処理するステップ、である。
【００１２】
この発明の主要な趣旨は、完全に均質化された微細構造を部分的に扱うものであって、その一方でこの発明の第２の趣旨は制御された熱機械的処理による近似γチタンアルミナイド合金の均質化の強化を扱うものである。この発明は、均一で細かく安定したγ結晶構造を得る能力を強めるものである。本発明の方法は（１）微細構造の制御をもたらし、γ結晶粒の成長を阻止するために、（高温で）α相を使用することと、（２）Ｔα−４０℃からＴα＋７０℃の温度範囲（図３参照）内で、α相領域またはα＋γ相領域のいずれかにおいて熱機械的処理ステップを用いることとを拠り所としており、ここでＴαは均質化を促進するためのαトランサス（transus ）状態図の線によって規定される。この温度範囲全体のうちの好ましい実施は、次のとおりである。すなわち、Ｔａ＋２０℃からＴα＋５０℃では単相の均質化、またはＴαからＴα−２０℃では２相の均質化である。上に示唆したように、均質化に必要な拡散プロセスは、α（不規則）結晶においてのほうが、γ（規則）結晶構造においてよりもかなり急速である。
【００１３】
材料システムにおいてこれらの効果を達成するためには、２つの生産経路が好ましい。これらの経路は、近似γ合金における特定の製造物の形態、すなわち圧延されたシートおよび／または等温の型鍛造された形状（図５および６を参照して後に説明）を生じるための２つの個別の処理シーケンスを提供するものである。
【００１４】
本発明の他の目的、利点および新規な特徴は、次に述べるこの発明の詳しい説明を添付の図面との関連で考慮すれば、明らかとなるであろう。
【００１５】
【好ましい実施例の詳細な説明】
すべての図面について、同じ要素または部分は、同じ参照符号によって示される。
【００１６】
本発明の主要な趣旨は、制御された熱機械的処理による近似γチタン合金の均質化を強化し、それにより均一で細かく安定なγ結晶構造を得ることを扱うものである。（高温での）α相の使用により、微細構造の制御がもたらされ、γ結晶粒の成長が阻止される。ＴαからＴα＋７０℃（図３参照）の温度範囲内でα相領域において、またはα＋γ→αトランサス（Ｔα−４０℃からＴα）のすぐ下におけるα＋γ領域において、熱機械的処理ステップを用いることで、均質化が促進される。上述のプロセスの実現は、次に述べる２つの処理の道筋のいずれかによって行なわれる。
【００１７】
（Ａ）  図５を参照して、シート製造物を形成するための第１の「生産経路」が示されており、この経路は包括的に３０として表される。インゴットは３２で鋳造され、次に鋳造ポロシティを封止するために３４で高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）される。材料は切断されて適切な予備成形物となり、α＋γ相領域においてはＴeut から（Ｔeut ＋１００℃）で好ましい範囲がＴeut から（Ｔeut ＋５０℃）（図３参照）の低温、またはα２＋γ相領域においてはＴeut から（Ｔeut −１００℃）で好ましい範囲がＴeut から（Ｔeut −５０℃）（図３参照）の高温において、微細構造を分解はするが均質化はしないように、等温的に鍛造／パンケーキ処理される（３６）。ここで用いられるＴeut は、約１３９８°Ｋの、図２〜４に示されるα相のための、規則化温度とも呼ばれる共析温度のことをいう。等温鍛造のための選択された温度範囲は、高温作業の間に非常に等軸のγ構造をもたらす。
【００１８】
制御された圧延／再加熱の実施が、後に続く熱処理を伴って、またはそれなしで使用され得る、もしくは超可塑性シート形成技術によってさらに製造され得るシート材料に均質な微細構造をもたらすために利用される。そのような制御された再加熱／圧延に先立ち、圧延のための予備成形物は選択された被覆（canning ）材料内に被覆（can ）されて適切なパックにされ（３８）、圧延中に環境的な保護を提供する。パックはその後、予備加熱および内部通過再加熱サイクルを用いて制御可能なように圧延される（３９）。このようなサイクルは、（ａ）最初の圧延通過と、（ｂ）最終的な圧延通過とを含む。
【００１９】
図４を参照して、最初の圧延通過はα相およびα＋γ相領域（Ｔα−１０℃からＴα−４０℃）間のαトランサス相線（Ｔα）のすぐ下の温度において行なわれる。ここでα相の百分率はおよそ５０〜８０の範囲にある。γパックは、均一な部分温度および部分的な均質化をもたらすが結晶粒の成長は阻止するように十分に長い期間、通過の間で再加熱される。そのような再加熱時間は、一般に約２から約９分の範囲内におけるものであって、好ましい実施では約２から４分である。
【００２０】
最後の圧延通過は、α＋γ相領域（Ｔα−４０℃からＴα−１５０℃）ではより低い温度で、かつ材料のより短い再加熱（２から３分）で行なわれ、したがって結晶粒を微細にし均質化することを促進するために部分的に均質にされる。そのような制御された条件下で圧延されるシート製造物における例は、図７で示されており、これらの条件は次に示す例において説明される。
【００２１】
図７に示した望ましい微細構造をもたらす本発明によって開発された最適な圧延処理パラメータ例
１）  予備成形材料の公称の組成［Ｗｔ％］
…Ｔｉ−３３  Ａｌ−５  Ｎｂ−１  ＴＡ
２）  出発予備成形物の厚み
…９．６５［ｍｍ］
３）  ベルト研削前の最終的なシート厚み
…１．９８［ｍｍ］
４）  トリミング後のサンプルの大きさ
…１７．８×４５．７［ｃｍ2 ］
５）  平面積
…８０６［ｃｍ2］
６）  圧延ミル
…直径４０．６［ｃｍ］×幅６１．０［ｃｍ］、２段
７）  被覆
…パック形状：６．３５ｍｍ幅ＣＰ  Ｔｉピクチャフレーム、Ｔａと予備成形物との間に厚み３．１８ｍｍのＴａ中間層および０．７６２ｍｍのＣａＯ分離剤を備える厚み０．０５０８ｍｍＣＰ  Ｔｉカバー。
【００２２】
８）  圧延条件
・予備加熱：９２６．７℃／１５分＋１３２６．７℃（＋１７．８℃、−０℃）／２０分
・各通過の間で、再加熱：１３２６．７℃（＋１７．８℃、−０℃）／３分
・圧延温度２３２℃
・通過ごとの低減：１５％
・圧延スピード〜８．５ｍ／ｍｉｎ
・通過の間Ｒ．Ｄ．の周りでピースが１８０°回転される。
【００２３】
・再加熱炉、すなわち空気の雰囲気においてアルゴンは使用されない
９）  最終的アニール（オプション）
…１１４８．９℃／２時間
比較のため、図８は微細構造の適切な均質化を促進するには低すぎる温度でα＋γ相領域において圧延された微細構造を示す。その条件は次の例において説明される。
【００２４】
図８に示した望ましくないγ微細構造をもたらす最適でない圧延処理パラメータ例
１）  予備成形物材料の公称の組成［Ｗｔ％］
…Ｔｉ−３３  Ａｌ−５  Ｎｂ−１  Ｔａ
２）  出発予備成形物の厚み
…１０．９２［ｍｍ］
３）  圧延後の最終的なパックの厚み
…２．５４［ｍｍ］
４）  圧延ミル
…直径２０．３［ｃｍ］×幅３０．５［ｃｍ］、２段
５）  被覆
…ＣＰＴｉ被覆＝６．３５ｍｍピクチャフレーム＋厚み３．１８ｍｍのカバー、厚み０．７６ｍｍのＴａ中間層
６）  圧延条件
・予備加熱：９２６．７℃／１５〜２０分＋１３１５．６℃（＋０℃、−１１．１℃）／２０から３０分
・再加熱：通過の間で１３１５．６℃（＋０℃、−１１．１℃）／３から５分
・圧延温度８７１．１℃
・通過ごとの低減：「１０−２０％」スケジュール＝〜１０ｐｃｔ（始めの２つの通過）、〜１２−１５ｐｃｔ（次の２つの通過）、〜２０％（残りすべての通過）
・圧延スピード６．１ｍ/ｍｉｎ
７）  最終的アニール
…１１４８．９℃／２時間
（Ｂ）  図６を参照して、ビレットまたはシート製造物を形成するための第２の「生産経路」が示される。この経路は包括的に４０として表される。第１の場合でのように、４２でインゴットが鋳造され次に４４でＨＩＰ処理されて、鋳造欠陥が封止される。材料は切断されて、その後全体を通じて均質化学によって同軸のα構造を生じるよう十分に時間をかけてＴαからＴα＋７０℃、好ましくは約Ｔα＋２０℃からＴα＋５０℃においてα相領域中で均質化される（単相均質化）。代替的には、均質化処理は部分的な均質化を促進するべく、α＋γ相領域においてＴαからＴα−４０℃、好ましくはＴαからＴα−２０℃で行なわれてもよい。露出の時間期間は一般に１０分から２時間の範囲内である（不規則α相がより多くなるとより短い時間が用いられるようになる。たとえば、単相の均質化については露出は最小限である）。
【００２５】
材料は次に共析（規則化）温度Ｔeut を下回る約５から８５℃の温度まで冷却される（図３および４参照）。この材料は、部分的ないし全体的に均一な２相の層状α２／γ微細構造を生成するべくこの温度に保たれる（図６の参照番号４６および４７を参照）。材料は続いて室温まで冷却される。その後材料は再加熱されて４８でパンケーキ処理を介して等温的に鍛造され、［アイテム１において前に詳述したのと同じ（図３も参照のこと）］α＋γ相領域においては低温で、または［アイテム１において前に詳述したのと同じ（図３も参照のこと）］α２＋γ相領域においては高温で、層状構造が分解される。これには、構造は球状化／再結晶化するためにＴeut からＴα−４０℃の範囲の温度でα＋γ相領域において後続のアニール処理５０が続いてもよいし、続かなくてもよい。γ結晶粒境界においてα２を伴う、結果として得られる等軸のγの構造を備えた材料は、次にアイテム１（および図３）で前に注目されたものに類似の温度で等温的型鍛造５２によってさらに処理し、（αの百分率が≦４０の場合にα＋γ相領域において中程の温度で）仕上げられた形状を生じるか、またはシートに圧延できる（５４、５５）。
【００２６】
圧延時、ならびに圧延および熱処理時の条件の双方における圧延されたγシート塑性伸びは、室温でのより小さい伸び値がγ相におけるより粗い最大結晶粒サイズと関連しており（図８の例）、その一方でより大きい伸びはより細かい最大γ結晶粒サイズに関連している（図７の例）という、一般的な関係に従っているように思われる。次のことがはっきりと理解される。（ａ）熱機械的に処理されたγにおける均一な細かい結晶粒サイズは、（後述する）他の利点だけでなく、室温における強度および延性のバランスを実質的に向上させる（図１参照）。（ｂ）そのような微細構造は、分解された近似γ合金の微細構造を備えるα２第２層の均一な分布で達成することができる。
【００２７】
本発明の熱機械的プロセスによっていくつかの利点が生じる。
１．「構造制御」相の均一な分布（すなわち位相変形温度のより低い範囲ではα２、より高い範囲ではα）による、サイズが安定している細かく均一な等軸のγ結晶構造の発達。これにより、近似γチタンアルミナイドは、そのような材料の超可塑的特性に依存する二次的プロセスに馴染みやすくなる。これらのプロセスは、等温的型鍛造および超可塑性シート形成を含む。
【００２８】
２．このタイプのプロセスによってもたらされた微細構造は、容易に他の特殊な応用のための強化された特性を提供する他の微細構造の変形例（たとえば細かいコロニーサイズを備える層状構造）を得るべく熱処理できる。
【００２９】
３．本発明のプロセスによってもたらされた微細構造は、強化された歩留り、ならびに最高の引張り強さ、延性および疲労によるクラックの始まりに対する耐性を提供する。
【００３０】
本発明はγ組成における種々の幅広い範囲で用いることができる。たとえば、これは４６から５０原子％の範囲内のアルミニウム含有量を備えるγ合金、以下の元素、すなわちニオビウム、タンタル、クロム、バナジウム、マンガンおよび／またはモリブデンのさまざまな組合せを、０ないし３原子％の量だけ含むさらなる添加剤を備えたγ合金、およびバランス元素としてチタンを備えたγ合金とともに用いてもよい。本発明はまた、０％から３０％の間のα２相を含むγ合金とともに用いられてもよい。このバランスはγ相である。
【００３１】
上の教示に照らして、本発明に対し多くの修正および変形が可能であることが明らかである。したがって、前掲の特許請求の範囲内において、本発明を特定的に記述した以外の態様で実施してもよいということが理解されるべきである。
【図面の簡単な説明】
【図１】さまざまなサイズの等軸の結晶構造を備えるＴｉ−４８  Ａｌ−２．５  Ｎｂ−０．３Ｔａ（原子％）における全体の伸び、降伏力、および最高の引張り強さの相関を示した応力対全体の塑性伸びのグラフ図である。
【図２】先行技術における近似γチタンアルミナイドの領域でのチタン−アルミニウムの２元系平衡状態図である。
【図３】図２で注目される領域を詳細に示しており、好ましい処理温度の範囲を概略的に示す、均質化および等温鍛造の温度範囲の図である。
【図４】図２で注目される領域を詳細に示しており、好ましい処理温度の範囲を概略的に示す、最初および最後の圧延温度範囲の図である。
【図５】本発明の原理に従いシート製造物が形成される、第１の好ましい製造の道筋を表わすフロー図である。
【図６】本発明の原理に従い鍛造（ビレット、形状）またはシート製造物がもたらされる第２の好ましい製造の道筋（ここでの処理には等温的分解鍛造に先立ちα相領域における均質化が必要である）を表わすフロー図である。
【図７】本発明の制御された条件下で処理されるインゴット冶金Ｔｉ−４８Ａｌ−２．５  Ｎｂ−０．３Ｔａ［原子％］γ合金の圧延されたサンプルの顕微鏡写真の図である。
【図８】α−γ相領域において、微細構造の均質化を促進するには低すぎる温度で圧延されたγ合金サンプルの顕微鏡写真の図である。
【符号の説明】
３０  第１の生産経路
３２  インゴットの鋳造
３４  高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）
３６  等温的鍛造
３８  圧延予備成形物の被覆
３９  圧延
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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