(57)【要約】  本発明を実施することにより達成される技術的結果は、低温超塑性変形特性を有する最終製品の既知の現行技術の生産能力と最適なバランスのとれた化学組成を有する、チタニウム合金からのシートの製造である。このような結果は、重量％で、４．５−５．５のＡｌ；４．５−５．５のＶ；０．１−１．０のＭｏ；０．８−１．５のＦｅ；０．１−０．５のＣｒ；０．１−０．５のＮｉを含み；０．１６−０．２５０の残部がチタニウム及び不純物であり、構造モリブデン等価物（［Ｍｏ］ｅｑ．）が５より大きく、アルミニウム構造等価物（［Ａｌ］ｅｑ．）が８より小さく、前記等価物が、以下の式：［Ｍｏ］ｅｑ．＝［Ｍｏ］＋［Ｖ］／１．５＋［Ｃｒ］１．２５＋［Ｆｅ］２．５＋［Ｎｉ］／０．８と［Ａｌ］ｅｑ．＝［Ａｌ］＋［Ｏ］１０＋［Ｚｒ］／６を用いて決定される、チタニウム合金に基づく低温超塑性変形のためのシート材により達成される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で以下の元素含有量：４．５−５．５のＡｌ、４．５−５．５のＶ、０．１−１．０のＭｏ、０．８−１．５のＦｅ、０．１−０．５のＣｒ、０．１−０．５のＮｉ、０．１６−０．２５のＯを有し、残りがチタニウム及び残留元素であり、５を上回るモリブデン構造等価物（［Ｍｏ］ｅｑｉｖ．）及び８を下回るアルミニウム構造等価物（［Ａｌ］ｅｑｕｉｖ．）を有し；前記等価物の値が以下の式：
［Ｍｏ］ｅｑｉｖ．＝［Ｍｏ］＋［Ｖ］／１．５＋［Ｃｒ］×１．２５＋［Ｆｅ］×２．５＋［Ｎｉ］／０．８
［Ａｌ］ｅｑｉｖ．＝［Ａｌ］＋［Ｏ］×１０＋［Ｚｒ］／６
から計算されるチタニウム合金から作製される、低温超塑性成形のためのシート材。
【請求項２】
８ｍμ未満のサイズを有する結晶粒からなる構造を有する、請求項１に記載の低温超塑性成形のためのシート材。
【請求項３】
７７５±１０℃の温度で超塑性特性を呈する、請求項１に記載の低温超塑性成形のためのシート材。
【請求項４】
７７５±１０℃の温度で０．９から１．１のα／β位相比を呈する、請求項１及び２に記載の低温超塑性成形のためのシート材。
【請求項５】
ＳＰＦ過程の間のα相とβ相の間で拡散する合金元素の量が最小で０．５％に等しく、前記量が以下の関係式：
2020517834.tif 000014
から決定され、式中：
Ｑは、ＳＰＦの間の材料中で拡散する合金元素の量（重量％）であり、
ｎは、材料中の合金元素の量であり、
｜Δｍ｜は、ＳＰＦ過程の間の、β相及びα相における合金元素含有量の絶対変動値（重量％）であり、
｜Δｍ｜は、式：
｜Δｍ｜＝（ｍβ１−ｍα１）−（ｍβ２−ｍα２）（重量％）
から計算され、
ここで：
ｍβ１は、ＳＰＦの前の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍβ２は、ＳＰＦの後の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα１は、ＳＰＦの前の、α相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα２は、ＳＰＦの後の、α相の合金元素の含有量（重量％）である、
請求項１、２、３及び４に記載の低温超塑性成形のためのシート材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
ここに開示されるのは、シート材及びシート状半製品といった材料及び製品であり、このような材料及び製品はチタニウム合金を含み、この材料は、７７５℃の温度での低温超塑性成形（ＳＰＦ）を含む方法による製品加工に適している。材料及び製品は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金から作製されたシート製品の経費効率的な選択肢として使用されうる。
【背景技術】
【０００２】
用語「超塑性成形」は、全般に、材料（合金）が塑性ひずみの従来の限界を超えて（５００％超）超塑性的に成形される過程に適用される。ＳＰＦは、温度及びひずみ速度の限定された範囲内で超塑性特性を呈する特定の材料に適用されうる。例えば、チタニウム合金シートは、通常、約３・１０−４ｓ−１のひずみ速度で約９００から１０１０℃の温度範囲内の超塑性成形（変形）を受けることができる。
【０００３】
製造の面から、ＳＰＦで成形温度が低下する結果、有意な利点が得られる。例えば、ＳＰＦ成形温度の低下により、ダイコストの削減、ダイの耐用年数の延長が実現され、安価なスチールダイの導入が可能になる。加えて、酸素リッチ層（アルファの場合）の形成及びスケールが軽減され、したがって製品収率が向上し、化学的エッチングの必要性が低減するか又は排除される。加えて、ＳＰＦ作業完了後により微細な結晶粒の存在が保持されるという利点により、変形温度の低下がもたらされ、それにより結晶粒の成長が抑制されうる。
【０００４】
現在、チタニウム合金からのシート材の超塑性成形能を向上させるために二つの既知のアプローチが存在する。第１のアプローチには、わずか２μｍから１μｍ、及びそれより小さな細粒を製造し、それにより結晶粒堺すべりを強化する特殊用途用熱機械処理の開発が含まれる。特に、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ材料から形成される従来製品の温度より低い温度で変形用シートを製造する既知の方法が存在する（特許第２２４３８３３号、ＩＰＣ  Ｂ２１Ｂ１／３８、２００５年１月１０日公開）。
【０００５】
第２のアプローチには、
−  二位相体積分率及び形態の強化、
−  速いディフューザとしての合金中の即ちＦｅ及びＮｉの含有量により結晶粒堺すべりを速めるより速い拡散法、
−  より低いベータトランザス温度（ＢＴＴ）
により、より粗い材料粒度に超過塑性を呈するチタニウム合金シート材の新規の系を開発することが含まれる。
【０００６】
したがって、合金の化学組成の効率的選択において、超微細結晶粒の形成に必要とされる特殊用途用処理技術をまったく使用せずに低温で満足のゆく超塑性成形（変形）特性を得ることが可能である。
【０００７】
二相（α＋β）チタニウム合金は、合金元素の付加レベルに応じて、２．５から１０％に等しいモリブデン構造等価物（［Ｍｏ］ｅｑｕｉｖ．）を有する合金に分類される（Kolachev B.A., Polkin I. S., Talalayev V.D.Titanium alloys of various countries: Reference book.Moscow.VILS.2000.316 p. - p. 13-16）。このような合金は、通常、アルミニウム及びβ安定化元素を用いて合金化され、ベータ相を保持している。ベータ相の量は、この族に属するアニールされた状態の合金中で５％から５０％まで変動しうる。したがって、機械特性は比較的広い範囲で変化する。これら合金は、ロシア及びそれ以外の国において広範に使用され、特に、合金元素の付加がうまくいったＴｉ−６Ａ１−４Ｖ合金が使用された。（Materials Properties Handbook: Titanium Alloys.  R. Boyer, G. Welsch, E. Collings.  ASM International, 1998. 1048 p. - p. 486-488）。この合金において、アルミニウムは強度的性質及び耐熱性を増す傾向があり、一方バナジウムは強度的性質を増すだけでなく塑性も向上させる数少ない元素の一つである。Ｔｉ−６Ａ１−４Ｖ族に属する合金は、バー、チューブ、セクション、自由鍛造品及び閉塞型鍛造品、プレート、シート、ストリップ及びフォイルの生産に使用される。この合金は、空中ビークルの溶接構造及び組立構造、多数の航空及びロケットの構造的構成要素の製造と、外傷学、整形外科学及び歯科学に適用される医療用インプラントの製造とに使用される。
【０００８】
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金のアナログであるＶＴ５合金からの低温超塑性成形に適したチタニウム合金のシート状半製品の既知の製造方法が存在する（特許第２２２４０４７号、ＩＰＣ  Ｃ２２Ｆ１／１８、Ｂ２１Ｂ３／００、２００４年２月２０日公開）。この方法は、低温超塑性成形に適した均一なサブ微結晶質構造（結晶粒サイズが１μｍ未満）を有するチタニウム合金のシート状半製品の製造を可能にする。この方法は、高価で効率が低く、特殊用途用の装備の利用を必要とする。
【０００９】
Ｔｉ−６Ａ１−４Ｖ合金は、総合的な鍛造技術を用いて強ひずみ加工（ＳＰＤ）により生成されて、超塑性特性を呈するサブ微結晶質構造を有することが知られている。合金の微細構造は、平均サイズ０．４μｍのα及びβ相結晶粒と副結晶粒、不均一な回折コントラストを証拠とする高レベルの結晶格子内部応力と弾性歪み、並びに電子顕微鏡によって得られる構造画像における高密度の転位によって定義される。（S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, К. Maekawa, Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46（9）: 2020-2025）。このような合金からシート状半製品を製造するために、最終製品の価値を有意に増大させる、総合的鍛造技術を使用した非集中的で低コストのＳＰＤ作業が必要とされている。
【００１０】
二位相のチタニウム合金から薄手シートを製造し、前記シートから製品を製造するための既知の方法が存在する。この方法は、重量％で以下の元素含有量：３．５−６．５のＡｌ、４．０−５．５のＶ、０．０５−１．０のＭｏ、０．５−１．５のＦｅ、０．１０−０．２のＯ、０．０１−０．０３のＣ、０．００５−０．０７のＣｒ、０．０１−０．５のＺｒ、０．００１−０．０２のＮを含み、残部がチタニウムである合金からのシート状半製品の製造を含む；この場合の化学組成は、アルミニウム［Ａｌ］強度等価物＝６．０−１１．５５及びモリブデン［Ｍｏ］強度等価物＝３．５−５．６の強度等価物の値で調節される（特許第２５５５２６７号、ＩＰＣ  Ｃ２２Ｆ１／１８Ｂ２１Ｂ３／００、２０１５年１０月７日公開）−プロトタイプ。
【００１１】
前記特許の範囲内で製造された厚さ＜３ｍｍのシート状半製品は、ＳＰＦに必要とされる特性の安定性が低いことに起因して、工業生産に適していない場合がある。理由は、合金の化学組成のアジャスタとして強度等価物を使用しても、必要とされる調節、合金中の合金元素間の適切な関係、及びシート状半製品でのＳＰＦ作業の性能に必要とされる合金の構造特性が可能にならないためである。さらには、合金中のＳｉ及びＺｒの存在により、結晶粒表面上にケイ化物が形成され、それにより結晶粒間のすべりが妨げられ、過程不安定性が生じうる。
【発明の概要】
【００１２】
本明細書に開示されるのは、２μｍを上回る結晶粒サイズでの、より低温の超塑性成形能を有する（α＋β）チタニウム合金のシート材の製造である。このシート材は、安定な特性を呈し、実施例において、より微細な結晶粒を有するＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金から作製されるシート状半製品のコスト効率のよい選択肢である。
【００１３】
本明細書に開示されるのは、低温超塑性成形特性を呈する最終製品のための既知の一般的な製造技術に基づく製造性と効率的にバランスの取れた化学組成を有するチタニウム合金からの、シートの製造である。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】初期状態にある合金構造を示している。
【図２】初期状態にある合金構造を示している。
【図３】ＳＰＦの間に得られる荷重曲線である。
【図４】ＳＰＦの間に得られる荷重曲線である。
【図５】ＳＰＦの間に得られる荷重曲線である。
【図６】０．２及び１．１のひずみ度（縦断方向に）における［Ｍｏ］等価物に応じた真応力対ひずみ曲線を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
低温超塑性成形のためのシート材の例は、重量％で以下の元素含有量：４．５−５．５のＡｌ、４．５−５．５のＶ、０．１−１．０のＭｏ、０．８−１．５のＦｅ、０．１−０．５のＣｒ、０．１−０．５のＮｉ、０．１６−０．２５のＯを有し、残りはチタニウムと残留元素であり、５を上回るモリブデン構造等価物（［Ｍｏ］ｅｑｉｖ．）及び８を下回るアルミニウム構造等価物（［Ａｌ］ｅｑｕｉｖ．）を有し；前記等価物の値が以下の数式：
［Ｍｏ］ｅｑｉｖ．＝［Ｍｏ］＋［Ｖ］／１．５＋［Ｃｒ］×１．２５＋［Ｆｅ］×２．５＋［Ｎｉ］／０．８
［Ａｌ］ｅｑｉｖ．＝［Ａｌ］＋［Ｏ］×１０＋［Ｚｒ］／６
から計算されるチタニウム合金から作製することができる。
【００１６】
低温超塑性成形のためのシート材は、８μｍ未満のサイズを有する結晶粒からなる構造を有する。
【００１７】
低温超塑性成形のためのシート材は、７７５±１０℃の温度で超塑性特性を呈することができる。
【００１８】
７７５±１０℃の温度での低温超塑性成形のためのシート材は、０．９から１．１のα／β相比を呈する。
【００１９】
低温超塑性成形のためのシート材であって、ＳＰＦ過程の間にα相とβ相の間で拡散する合金元素の量は最小で０．５％に等しく、これは関係式：
2020517834.tif 000002
に基づいて決定され、式中：
Ｑ  −  ＳＰＦの間の材料中で拡散する合金元素の量（重量％）であり、
ｎ  −  材料中の合金元素の量であり、
｜Δｍ｜  −  ＳＰＦ過程の間の、α及びβ相の合金元素含有量の絶対変動値（重量％）である。
｜Δｍ｜は、式：
｜Δｍ｜＝（ｍβ１−ｍα１）−（ｍβ２−ｍα２），（重量％）
から計算され、
式中：
ｍβ１  −  ＳＰＦの前の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍβ２  −  ＳＰＦの後の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα１  −  ＳＰＦの前の、α相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα２  −  ＳＰＦの後の、α相の合金元素の含有量（重量％）である。
【００２０】
提供されるシート材は、本明細書の実施例において、一組の高加工特性及び構造特性を呈する。これは、合金元素の効率的選択と、材料合金中におけるそれらの比によって達成される。
【００２１】
αの群−安定化元素
【００２２】
実質的にすべての商用合金に使用されるアルミニウムは、最も効率的な強化剤であり、チタニウムの強度的性質及び耐熱性を向上させる。酸素は、チタニウム同素変態の温度を上昇させる。０．１６％から０．２５％の範囲内の酸素の存在は、合金の強度を上昇させ、可塑性に対して有意な悪影響を有さない。
【００２３】
βの群−安定化元素（Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ）は、商用合金に広く使用される。
【００２４】
４．５％から５．５％の量のバナジウム、０．８％から１．５％の量の鉄、及び０．１％から０．５％の量のクロムは、合金強度を上昇させ、可塑性に対して比較的小さな影響を有するか又はまったく影響を有さない。
【００２５】
０．１％から１．０％の範囲のモリブデンの導入により、α相においてそのほぼ完全な又は完全な拡散が保証され、したがって必要とされる強度的性質が、実施例において、塑性特性に対してほとんど又はまったく悪影響を与えずに達成されうる。
【００２６】
提供される合金は、０．８％から１．５の量又は１．０％から１．５％の量の鉄と、０．１％から０．５％の量のニッケルとを含む。これら元素は、ＳＰＦにおいて結晶粒間すべりにプラスの影響を有する最も拡散性の高いβ安定化元素である。
【００２７】
ＳＰＦ効率に影響を有する構造要因の中で、第１に際立っているのは、提供される材料について８μｍ（実験データ）を超えない結晶粒のサイズである。
【００２８】
ＳＰＦ温度におけるα／β相の比が１に近い場合、二位相チタニウム合金における相変態に起因して材料の超塑性流動が起こりうることが既知である（Kaibyshev O. Superplastic properties of commercial alloys. Moscow. Metallurgy. 1984. p. 179-218.）。これは、結晶粒間すべりに寄与する等軸構造の形成を促す。構造球状化の駆動力は、表面エネルギーの低下の傾向である。β相の増加に起因する結晶粒界境界の成長は、結晶粒界境界における表面エネルギーレベルの変化をもたらし、次いで球状化を活性化させる。１に近いα／β比においてＳＰＦ過程の間にベータ相の必要量を有するために、モリブデン構造等価物（［Ｍｏ］ｅｑｕｉｖ．）の値は５より大きくなければならず、アルミニウム構造等価物（［Ａｌ］ｅｑｕｉｖ．）の値は８を超えてはならない。加えて、上記を超えるアルミニウム等価物の値は、ＢＴＴの上昇と、その結果ＳＰＦ温度の上昇とをもたらす。
【００２９】
提供される材料の超塑性特性に影響を与えるための最適な温度は、７７５±１０℃に等しい。
【００３０】
α相とβ相との間で拡散する合金元素の量は、０．５％以上でなければならない。これは、結晶粒界拡散の活性化エネルギーが体積拡散の活性化エネルギー未満であり、原子の拡散輸送が結晶粒界で行なわれているという事実に起因する。結晶粒界のそのようなエリアは、通常の引張応力の影響を受けて、空孔の集中増加を呈する。圧縮応力の影響を受けているそれらエリアは、それよりも少ない空孔の集中を呈する：集中に差異が生じ、空孔の直接的拡散を引き起こす。空孔の移動には原子の交換が伴い、後者は反対方向に動くので、結晶粒間すべりの強化が引き起こされる。
【実施例】
【００３１】
調査を目的として、２ｍｍの厚さを有するシート状半製品を使用した。シート材を製造するために、表１に示す種々の化学組成の六つの実験用合金を融解した。
【００３２】
２ｍｍ厚のシート材を、既知の製造方法と対比させ、超塑性成形を目的として製造した。超塑性特性について試験する前に、材料を、３０分間７２０℃の温度でのアニーリングに供し、その後空冷した。処理工程の完了後、試料をシートから縦断方向及び横断方向に取って室温及び高温での引張強度試験を行い、次いで室温で、強度、弾性及び塑性特性を決定するための試料の一般的試験を行った。
【００３３】
2020517834.tif 000003
【００３４】
初期状態における材料構造の評価（図１及び図２）は、構造が、等軸構造に類似しており、主として、より暗い（α）又はより明るい（β）の元素のように見える、α相とβ相の交互の結晶粒からなる。合金中の［Ｍｏ］ｅｑｕｉｖの増加に伴い、β相結晶粒の体積分率が、合金２に予想されるα／β比２／１から合金３及び合金４中の１／１に近い値まで上昇することに注目されたい。切断法により微細構造写真上で測定された相結晶粒の平均サイズは、［Ｍｏ］ｅｑｕｉｖ．の増加に伴っていくらか増大する傾向にあり、２．８から３．８μｍの範囲内である（最小結晶粒サイズは合金２に対して決定されている）。初期状態にある材料１の結晶粒構造の均一度が他の実験用合金と比べて低いことに注目されたい。等軸の結晶粒に加えて、材料１は、十分な嵩を有する細長い結晶粒からなるエリアを示す。また、β相の形態が合金によっていくらか変化することも注目されたい。合金２は、最小量の合金元素を有し、β相は主にα相粒子間に個別の群として位置する；しかし合金５から開始して、β相は明確なコヒーレンシーを有し、結晶粒のテクスチャに加えて、α相結晶粒間の比較的薄い層として成形される。［Ｍｏ］ｅｑｕｉｖ．の増加に伴い、これら層は厚みを増す傾向にある。
【００３５】
比較実施例
ＳＰＦ（７７５℃の温度及び３×１０−４ｓ−１のひずみ速度、シートの長さ方向での）後の鍛造（縮小部）状態及び未鍛造（ヘッド部エリア）状態における材料構造の比較分析により、縮小部における変形が、ほぼ鍛造されていない上部と比較していくらかの結晶粒成長と、より複雑な形状のα及びβ相の結晶粒からの集塊の発生とを誘導したことが示された。
【００３６】
結晶粒サイズの評価は、合金元素の付加が、最大のβ安定化元素の付加を有する合金中の位相結晶粒のサイズに有意に影響しないこと、及びその範囲が３．５±０．５μｍ（非鍛造部）と４±０．５μｍ（鍛造部）の間であることを示した。同時に、合金元素を最小含有量で含む合金２の場合、縮小部の結晶粒のサイズは、５μｍまで初期状態と比較してほぼ二倍以上に増大する。
【００３７】
電顕分析（ＥＭＰＡ）の方法により、初期状態にある調査対象材料中において、超塑性特性の試験後に、α相とβ相の間での合金元素の分布を試験した；試験は、縦の試験片の鍛造縮小部とヘッド部に実施し、結果を表２、３及び４に示す。
【００３８】
2020517834.tif 000004
2020517834.tif 000005
【００３９】
2020517834.tif 000006
2020517834.tif 000007
【００４０】
ＳＰＦの間の材料中で拡散する合金元素の量は、式：
2020517834.tif 000008
から決定され、式中：
Ｑ  −  ＳＰＦの間の材料中で拡散する合金元素の量（重量％）であり、
ｎ  −  材料中の合金元素の量であり、
｜Δｍ｜  −  ＳＰＦ過程の間の、α−及びβ相の合金元素含有量の絶対変動値（重量％）である。
｜Δｍ｜は、式：
｜Δｍ｜＝（ｍβ１−ｍα１）−（ｍβ２−ｍα２），（重量％）
から計算され、
式中：
ｍβ１  −  ＳＰＦの前の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍβ２  −  ＳＰＦの後の、β相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα１  −  ＳＰＦの前の、α相の合金元素の含有量（重量％）であり、
ｍα２  −  ＳＰＦの後の、α相の合金元素の含有量（重量％）である。
【００４１】
表４に含まれるのは、ＳＰＦ過程の間の拡散する合金元素の量に関連する計算データである。
【００４２】
調査対象の鍛造シート材中のα及びβ相における変化の分析により、試験片の縮小部におけるα相及びβ相間の金元素含有量の差異が、塑性変形を受けていない試験片のヘッド部における同差異と比較して大きいことが示された（表２、３及び４）。
【００４３】
得られたＥＭＰＡの結果は、７７５℃の温度での超塑性特性試験の対象である材料における位相体積分率の評価にも使用され、表５に示される。
【００４４】
2020517834.tif 000009
【００４５】
2020517834.tif 000010
【００４６】
試験の間に得られた荷重曲線を図３、４及び５に示す。
【００４７】
超塑性試験での合金の特性を表６に示す。
【００４８】
０．２及び１．１のひずみ速度（縦断方向）における［Ｍｏ］等価物に応じた真応力対ひずみ曲線を図６に示す。
【００４９】
2020517834.tif 000011
【００５０】
最小含有量の合金元素を含む材料１（図３）は、７７５℃の温度で最も不安定なＳＰＦ過程を有しており、これは浮遊ネックの形成により引き起こされる応力−ひずみ曲線の典型的なうねりによって表されている。ＳＰＦにおけるこのような材料挙動は、ＳＰＦで高い成長率を有する（５μｍ以下）比較的嵩の大きな初期結晶粒（２．５μｍ）に起因しており、この場合α／β位相比（２／１）は効率的でなく、効率のよい結晶粒間スリップの代わりにＳＰＦにとって好ましくない結晶粒内すべりの活性化をもたらす。
【００５１】
材料２（図３）にはβ安定化元素がさらに付加されており、したがって、応力−ひずみ曲線のうねりの形のＳＰＦ過程の不安定性が、構造中のβ相体積分率の低下に起因して、合金１と比較して低減した。ここで、ひずみ度が０．６から０．８の範囲である場合、不完全に処理された構造のエリア内における動的な再結晶化の進行に起因して（長形の結晶粒の存在）有意な硬化は確認されなかった。これは、調査対象の他のすべての合金には典型的でない。
【００５２】
モリブデン（合金５）、クロム（合金６）を除いて、最大含有量のβ安定化元素を含む材料３、５及び６（図４、５）は、コヒーレンスの増大及び結晶粒間スリップの容易化を伴う合金構造中のβ相の増加に起因して、材料１及び２と比較して小さなうねりを有する応力−ひずみ曲線で表される；また、硬化が、真ひずみの度合いの上昇に伴ってより顕著になる（表３、図６）。この場合、具体的には横断方向の試験において、うねりは０．６以下のひずみ度合いに保持され、これはシートの初期テクスチャと効率が十分でないα／β相の比（３から２に近い３）に帰することができる。材料６中のクロムの非存在は、材料３と比較して、材料５中のモリブデンの非存在より小さい度合いで応力−ひずみ曲線に影響する。原因の一つは、ＳＰＦ過程の安定性に対するモリブデン付加の影響が、クロムの付加と比較して（２から２．５分の１でありうる）強い結果にありうる。
【００５３】
材料４は、最大量のβ安定化元素を含み、０．３％のニッケルでさらに合金化されている；これは、横断方向及び縦断方向の両方において７７５℃の温度でより安定な超塑性挙動を、流れの開始において最小応力を、顕著な曲線のうねりの非存在とひずみ度合いの増大に伴う単調な硬化とを呈した。これは、変形温度におけるほぼ効率的なα／β位相比（１／１）と、調査対象の全合金と比較して最大含有量の拡散するβ安定化元素（ニッケル、鉄）に起因しており、したがって結晶粒間スリップでの質量移行過程を促す（ＳＰＦ過程の間のα相とβ相との合金元素含有量の変化の合計差は１．９重量％を超える）。
【００５４】
調査された合金の中で、材料４は、材料要件に完全に準拠して最良の結果を示した（表７）。一定のひずみ速度及び（７７５±７）℃の温度における引張試験（３×１０−４インチ／インチ／秒のひずみ）を下の表７に示す。
【００５５】
2020517834.tif 000012
【００５６】
アニーリングされた状態のシートの機械特性の比較を表８に示す。
【００５７】
2020517834.tif 000013
【００５８】
表７及び８に示されるデータは、例示的な一実施態様の結果として、２μｍを上回る結晶粒サイズを有し、航空宇宙材料に適用される要件に準拠した半完成品の既知の一般的製造技術に基づいて、シート材が、製造性と効率的にバランスのとれた化学組成を有するチタニウム合金から製造されたことを示している。
【００５９】
本明細書にしたがって製造される製品が様々な設計を有しうることに注目されたい。本明細書に提供された設計は、例示的なものであって限定的なものではなく、本発明の限定は特許請求の範囲によって行われるものである。
【図１】
2020517834.tif 000015
【図２】
2020517834.tif 000016
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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