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技術 チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材

出願人 ベーレル・シユミーデテヒニク・ゲゼルシヤフト・ミツト・ベシユレンクテル・ハフツング・ウント・コンパニー・コマンデイトゲゼルシヤフトエムテーウー・アエロ・エンジンズ・アクチエンゲゼルシャフト
発明者 ヘルムート・クレメンスヴイルフリート・ヴアルグラムマルテイン・シユロフエル
出願日 2017年2月28日 (2年11ヶ月経過) 出願番号 2017-035960
公開日 2017年7月13日 (2年7ヶ月経過) 公開番号 2017-122279
状態 特許登録済
技術分野 非鉄金属または合金の熱処理 粉末冶金
主要キーワード 伸び限界 変形エネルギ 高速変形 変形構造 低速冷却 微小組織 機械的特性値 変形組織
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この項目の情報は公開日時点(2017年7月13日)のものです。
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図面 (6)

課題

特に高い温度で材料の高い強度で均質機械的性質特に高い延性及び耐クリープ性を得る。

解決手段

第1段階で出発材料HIP処理を受け、第2段階で素材高速塊状変形を受け、それから第3段階で合金共析温度(Teu)の範囲で焼鈍により、γ,β0,α2を持つ微粒形成が行われ、最終寸法に近い寸法を持つ部材が、次の段階で組織及び機械的材料特性を設定するため後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍を受ける。

概要

背景

チタンアルミニウム基合金は一般に高い強度、小さい密度及び良好な耐食性を持ち、ガスタービン及び航空機推進機構の部材として好んで使用される。

上記の使用分野のために、アルミニウム40at.%〜50at.%、ニオブ3at.
%、モリブデン4at.%未満、及び選択的に少ない濃度で元素マンガン硼素珪素酸素及び窒素、及び残部としてチタンが重要である。

これらの合金はβ固溶体を経てなるべく完全に凝固し、次の冷却の際一連の相変態を行う。原理図(図1)は、温度及びアルミニウム濃度に関係する組織構成を、当業者により使用される温度範囲表示と共に示す。

ブロックの鋳造により又は合金化される金属粉末高温等方圧縮HIP)によりかつブロックの鋳造及び場合によってはそのHIPにより、続いて押出し及びブロック又は中間製品後続鍛造により、続いて熱処理を受ける部材となるように、部材を製造することができる。

チタン−アルミニウム材料は、熱変形のために、合金元素としてのニオブ及びモリブデンにより広げることができる狭い温度範囲を持っているが、部材の変形又は鍛造に関して制限が生じる。緩慢等温変形によって、部材を少なくとも部分的に成形により製造することは、等温鍛造として当業者に知られているが、これは高い費用を伴う。

場合によっては、上記の技術により製造される部材は、少なくとも均質組織構造を持っていない。なぜならば、一方では緩慢に等温変形される材料の小さい不同再結晶ポテンシャルが与えられており、かつ/又は他方では材料の変形可能性にとって重要な元素であるニオブ及び/又はモリブデンの原子の大きい時間消費を必要とする拡散が、変形構造に合わせて調整され、こうして組織に不利な影響を及ぼすことがあるからである。

組織構成の均質化従って時間がかかる焼鈍処理による材料の等方機械的特性の達成は、高い費用を必要とする。

工業的な実際使用のためには、方向に関係なく均質な機械的特性を持つチタン−アルミニウム基合金から成る部材が必要であり、材料の延性、強度及び耐クリープ性が、高い使用温度においても円満に高いレベルにあることが必要である。

概要

特に高い温度で材料の高い強度で均質な機械的性質特に高い延性及び耐クリープ性を得る。第1段階で出発材料HIP処理を受け、第2段階で素材高速塊状変形を受け、それから第3段階で合金の共析温度(Teu)の範囲で焼鈍により、γ,β0,α2を持つ微粒形成が行われ、最終寸法に近い寸法を持つ部材が、次の段階で組織及び機械的材料特性を設定するため後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍を受ける。

目的

本発明の基礎になっている課題は、均質で微細かつ均一な組織構造を持つ部材を製造可能な方法を提示し、この部材が円満な形状ですべての方向において延性、強度及び耐クリープ性をほぼ同じに所定の高いレベルで持ち、最終寸法に近い寸法で経済的に製造可能であるようにすることである

効果

実績

技術文献被引用数
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牽制数
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請求項1

チタンアルミニウム基合金から部材を製造する方法であって、第1段階において、溶融又は粉末冶金で製造される出発材料が、at.%において次の化学組成アルミニウム(Al)41〜48選択的にニオブ(Nb)4〜9モリブデン(Mo)0.1〜3.0マンガン(Mn)2.4未満硼素(B)1.0未満珪素(Si)1.0未満炭素(C)1.0未満酸素(O)0.5未満窒素(N)0.5未満チタン及び残部として不純物で製造され、この出発材料が、少なくとも60minの間の加熱後少なくとも1000℃の温度で少なくとも150MPaへ圧力上昇の際、素材となるように等方圧縮され、それから第2段階においてHIP素材が、0.4mm/secより大きい速度で高速塊状変形による高温成形を受け、かつ0.3より大きい局部伸びφとして測定される据込みによる変形を受けるが、ここでφは次のように定義され、φ=ln(hf/ho)、hf=据込み後の工作物の高さ、ho=据込み前の工作物の高さ又は後に続く冷却を伴って部材を構成しながら1000℃〜1350℃の範囲にある温度で特に鍛造による同じ大きさの最少変形を伴う他の変形過程を受け、その際700℃の温度に達するまでの期間は最大でも10minであり、小さい部分範囲においてのみ動的に回復されるか又は再結晶されるけれども、高い再結晶エネルギポテンシャルを有する変形組織が形成され、それから第3段階において、所望の材料特性の設定のため部材が熱処理を受け、この熱処理の際合金共析温度(Teu)特に1010℃〜1180℃の範囲において、30min〜1000minの期間に、変形組織から、変形及び冷却後の化学的不平衡から成る組織変えのために蓄えられている変形エネルギ及び駆動力のため、室温で整然とした原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る均質微小球状ミクロ組織が次の構成で形成され、α2:100nm以上の厚さを持ちかつばらばらにされた粗いγ薄片を含むことができる、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜50μmの粒度を持つ球状β0:1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ、α2相を包囲する球状γ:1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ、α2相を包囲する球状次の段階において選択的に、部材の少なくとも1つの別の熱処理特に後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍が行われる、方法。

請求項2

出発材料がat.%で次の化学組成Al42〜44.5選択的にNb3.5〜4.5Mo0.5〜1.5Mn2.2未満B0.05〜0.2Si0.001〜0.01C0.001〜1.0O0.001〜0.1N0.0001〜0.02チタン及び残部として不純物を含んでいる、請求項1に記載の方法。

請求項3

所望の材料特性を設定するため部材が、第3段階において、30min〜600minの期間合金の共析温度(Teu)特に1040℃〜1170℃の範囲で行われる熱処理を受け、変形組織から空気で冷却後、室温で整然とした原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る均質な微小球状ミクロ組織が、次の構成で形成され、α2:ばらばらにされかつ100nm以上の厚さを持つ粗いγ薄片を含むことができる10%〜35%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持つ球状β0:15%〜45%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持ち、α2相を包囲する球状γ:15%〜60%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持ち、α2相を包囲する球状選択的に後の段階において、部材の少なくとも1つの別の熱処理特に後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍が行われる、請求項2に記載の方法。

請求項4

第3段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が、最適化される高温材料特性を設定するため、合金のαトランサス温度(Tα)の近くの範囲で3相空間(α,β,γ)において少なくとも30min〜最大6000minの期間行われる少なくとも1つの後続焼鈍を受け、それから部材が少なくとも10minの期間700℃の温度に、続いて更になるべく空気で冷却され、こうして次のような相構成が形成される、α2:球状に過飽和、場合によっては少し微細γ薄片を含み、25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ、β0:球状、1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ、γ:球状、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ、請求項1に記載の方法。

請求項5

第3段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が最適化される高温材料特性を設定するため、3相空間(α,β,γ)における合金のαトランサス温度Tα近くの範囲で少なくとも30min〜最大6000minの期間行われる少なくとも1つの後続焼鈍を受け、それから一部が少なくとも10minより小さい期間に700℃の温度になるべく空気で冷却され、こうしてつぎのような相構成が形成される、αA2:球状で過飽和、場合によっては僅かなγ薄片を含み、50%〜98%の体積割合を持つ5μm〜80μmの粒度を持つβA0:球状で1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つγ:球状で1%〜28%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つ請求項3に記載の方法。

請求項6

部材が、請求項4に記載の後続焼鈍後、700℃〜1000℃の温度範囲場合によっては部材の使用温度以上で、60min〜1000minの期間で少なくとも1つの安定化焼鈍を受け、続いて次の組織成分の設定又は構成のため少なくとも5℃/minなるべく1℃/min以下の速度で行われる低速冷却又は炉冷却を受けるα2/γ:なるべく10nm〜1μmの平均薄片間隔を持つα2/γ薄片ミクロ組織を持つ25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ薄片粒β0:球状で1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つγ:球状で1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ請求項4に記載の方法。

請求項7

部材が、請求項5に記載の後続焼鈍後、700℃〜1000℃の温度範囲、場合によっては部材の使用温度以上で、60min〜1000min少なくとも1つの安定化焼鈍を受け、続いて組織成分の設定又は構成のため5℃/min以下なるべく1℃/min以下の速度で低速冷却又は炉冷却を受けるα2/γ:なるべく10nm〜30nmの平均薄片間隔及び45%〜90%の体積割合を持つ(α2/γ)薄片微小組織を持つ5μm〜80μmの粒度を持つ薄片粒β0:球状で、1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つγ:球状で1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つ請求項5に記載の方法。

請求項8

請求項1又は2に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法なるべく請求項1又は3に記載の方法で製造され、室温で整然とした原子構造を持つ次の構成の相γ,β0,α2から成る材料の組織で製造され、α2:球状で、ばらばらにされかつ100nm以上の厚さを持つ比較的粗いγ薄片を含むことができる1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜50μmの粒度を持つβ0:球状でα2相を包囲し、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つγ:球状でα2相を包囲し、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つなるべく請求項1又は3に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている室温における強度及び破断伸びRp0.2:650〜910MPaRm:680〜1010MPaAt:0.5%〜3%700℃における強度及び破断伸びRp0.2:520〜690MPaRm:620〜970MPaAt:1%〜3.5%部材。

請求項9

請求項1又は2に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法で製造され、次の相から成る材料の組織を持ちα2:球状に過飽和し、場合によっては少し微細なγ薄片を含み、50%〜95%の体積割合を持つ5μm〜80μmの粒度を持つβ0:球状で、1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つγ:球状で1%〜28%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つなるべく請求項4又は5に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている室温における(ASTME8M、EN2002−1による)強度及び破断伸びRp0.2:650〜940MPaRm:730〜1050MPaAt:0.2%〜2%700℃における強度及び破断伸びRp0.2:430〜620MPaRm:590〜940MPaAt:1%〜2.5%部材。

請求項10

請求項1又は2に記載の化学組成を持つチタン−アルミニウム基合金から成る母材であって、最終寸法に近い寸法で製造され、なるべく請求項6又は7に記載の方法により設定される構成を持つ成分から成る材料の組織を持ち、α2/γ:なるべく10nm〜1nmの平均薄片間隔を持つ(α2/γ)薄片微細構造を持つ25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ薄片粒β0:球状で1%〜25%の体積割合を持つ0.5μm〜25μmの粒度を持つγ:球状で1%〜50%の体積割合を持つ0.5μm〜25μmの粒度を持つ材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている室温における(ASTME8M、EN2002−1による)強度及び破断伸びRp0.2:710〜1020MPaRm:800〜1250MPaAt:0.8%〜4%700℃における強度及び破断伸びRp0.2:540〜760MPaRm:630〜1140MPaAt:1%〜4.5%部材。

技術分野

0001

本発明は、チタンアルミニウム基合金から成る部材の製造方法に関する。

0002

更に本発明は、最終寸法に近い寸法で製造される、チタン−アルミニウム基合金から成る部材に関する。

背景技術

0003

チタン−アルミニウム基合金は一般に高い強度、小さい密度及び良好な耐食性を持ち、ガスタービン及び航空機推進機構の部材として好んで使用される。

0004

上記の使用分野のために、アルミニウム40at.%〜50at.%、ニオブ3at.
%、モリブデン4at.%未満、及び選択的に少ない濃度で元素マンガン硼素珪素酸素及び窒素、及び残部としてチタンが重要である。

0005

これらの合金はβ固溶体を経てなるべく完全に凝固し、次の冷却の際一連の相変態を行う。原理図(図1)は、温度及びアルミニウム濃度に関係する組織構成を、当業者により使用される温度範囲表示と共に示す。

0006

ブロックの鋳造により又は合金化される金属粉末高温等方圧縮HIP)によりかつブロックの鋳造及び場合によってはそのHIPにより、続いて押出し及びブロック又は中間製品後続鍛造により、続いて熱処理を受ける部材となるように、部材を製造することができる。

0007

チタン−アルミニウム材料は、熱変形のために、合金元素としてのニオブ及びモリブデンにより広げることができる狭い温度範囲を持っているが、部材の変形又は鍛造に関して制限が生じる。緩慢等温変形によって、部材を少なくとも部分的に成形により製造することは、等温鍛造として当業者に知られているが、これは高い費用を伴う。

0008

場合によっては、上記の技術により製造される部材は、少なくとも均質組織構造を持っていない。なぜならば、一方では緩慢に等温変形される材料の小さい不同再結晶ポテンシャルが与えられており、かつ/又は他方では材料の変形可能性にとって重要な元素であるニオブ及び/又はモリブデンの原子の大きい時間消費を必要とする拡散が、変形構造に合わせて調整され、こうして組織に不利な影響を及ぼすことがあるからである。

0009

組織構成の均質化従って時間がかかる焼鈍処理による材料の等方機械的特性の達成は、高い費用を必要とする。

0010

工業的な実際使用のためには、方向に関係なく均質な機械的特性を持つチタン−アルミニウム基合金から成る部材が必要であり、材料の延性、強度及び耐クリープ性が、高い使用温度においても円満に高いレベルにあることが必要である。

発明が解決しようとする課題

0011

従来技術から出発して本発明の基礎になっている課題は、均質で微細かつ均一な組織構造を持つ部材を製造可能な方法を提示し、この部材が円満な形状ですべての方向において延性、強度及び耐クリープ性をほぼ同じに所定の高いレベルで持ち、最終寸法に近い寸法で経済的に製造可能であるようにすることである。

0012

更に本発明は、組織の適切な相構成で所望の機械的特性特に室温及び700℃の温度における引張り試験において伸び限界Rp0.2、強度Rm及び全伸びAtを持つ部材をねらっている。

課題を解決するための手段

0013

最初にあげた種類の方法において、この課題は次のようにすることによって解決される。
第1段階において、溶融又は粉末冶金で製造される出発材料が、at.%において次の化学組成
アルミニウム(Al) 41〜48
選択的に
ニオブ(Nb) 4〜9
モリブデン(Mo) 0.1〜3.0
マンガン(Mn) 2.4未満
硼素(B) 1.0未満
珪素(Si) 1.0未満
炭素(C) 1.0未満
酸素(O) 0.5未満
窒素(N) 0.5未満
チタン
及び残部として不純物
で製造され、この出発材料が、少なくとも60minの間の加熱後少なくとも1000℃
の温度で少なくとも150MPaへ圧力上昇の際、素材となるように等方圧縮され、
それから第2段階においてHIP素材が、0.4mm/secより大きい速度で高速塊状変形による高温成形を受け、かつ0.3より大きい局部伸びφとして測定される据込みによる変形を受けるが、ここでφは次のように定義され、
φ=ln(hf/ho)、
hf=据込み後の工作物の高さ、ho=据込み前の工作物の高さ
又は後に続く冷却を伴って部材を構成しながら1000℃〜1350℃の範囲にある温度で特に鍛造による同じ大きさの最少変形を伴う他の変形過程を受け、その際700℃の温度に達するまでの期間は最大でも10minであり、小さい部分範囲においてのみ動的に回復されるか又は再結晶されるけれども、高い再結晶エネルギポテンシャルを有する変形組織が形成され、
それから第3段階において、所望の材料特性の設定のため部材が熱処理を受け、この熱処理の際合金の共析温度(Teu)特に1010℃〜1180℃の範囲において、30min〜1000minの期間に、変形組織から、変形及び冷却後の化学的不平衡から成る組織変えのために蓄えられている変形エネルギ及び駆動力のため、室温で整然とした原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る均質な微小球状ミクロ組織が次の構成で形成され、
α2:100nm以上の厚さを持ちかつばらばらにされた粗いγ薄片を含むことができる、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜50μmの粒度を持つ球状
β0:1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ、α2相を包囲する球状
γ:1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ、α2相を包囲する球状
次の段階において選択的に、部材の少なくとも1つの別の熱処理特に後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍が行われる。

0014

本発明による方法によって、多数の技術的及び経済的利点が得られる。

0015

方法の第1段階において、溶融又は粉末冶金により製造される出発材料は、その高温等方圧縮による圧縮しか必要とせず、それから第2段階において素材が、等温鍛造に比べて高められた温度及びわかったように材料の有利に改善された熱変形能力で、0.4mm/secの速度及び0.3より大きい据込み度φで高速塊変形を受ける。粗材のこの高速塊変形は、当業者にとって驚くべきことに、高い温度で高い変形速度で行われ、本発明によれば、高い最小変形及び高い冷却速度を持つ後続の冷却が、組織においてさしあたり凍結された高い再結晶ポテンシャルの形成のために必要である。

0016

化学的相不平衡からの駆動力からも形成されるこの再結晶ポテンシャル又は高速変形の結果生じるこの蓄えられるエネルギは、第3段階において、合金の共析温度の範囲における材料の焼鈍の際、特定の相割合を持ちかつ室温度で整然として原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る極めて微小球状のミクロ組織への変換を引き起こし、その組織構造は、熱処理によって得られかつ材料の所望の特性を考慮して行われる組織構成のための有利な微粒初期構造として役立つ。

0017

本発明によれば、
出発材料がat.%で次の化学組成
Al 42〜44.5
選択的に
Nb 3.5〜4.5
Mo 0.5〜1.5
Mn 2.2未満
B 0.05〜0.2
Si 0.001〜0.01
C 0.001〜1.0
O 0.001〜0.1
N 0.0001〜0.02
チタン
及び残部として不純物を含んでいると有利である。

0018

元素の濃度を限定される材料のこのような化学的組成は、組織の変更及び構成に関して方法パラメータにより得られる有利な挙動を強めることができる。

0019

本発明の第3段階において、限定された化学組成を持つ部材が、30min〜600minの期間合金の共析温度(Teu)特に1040℃〜1170℃の範囲で行われる熱処理を受け、変形組織から空気で冷却後、室温で整然とした原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る均質な微小球状ミクロ組織が、次の構成により形成され、
α2:ばらばらにされかつ100nm以上の厚さを持つ粗いγ薄片を含むことができる10%〜35%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持つ球状
β0:15%〜45%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持ち、α2相を包囲する球状
γ:15%〜60%の体積割合を持つ1μm〜10μmの粒度を持ち、α2相を包囲する球状
選択的に後の段階において、部材の少なくとも1つの別の熱処理特に後続焼鈍及び/又は安定化焼鈍が行われる。

0020

上記の方法により形成される材料の微粒構成は、等方組織形態において、狭い限界において高い強度を生じるが、特定の使用分野に対して材料の延性及び耐クリープ性は不十分とみなされる。しかしこの微粒構造は、部材の所望の機械的特性を設定するための別の焼鈍処理において、場合によっては十分微細で均質な組織を得るための前提条件をなす。

0021

延性の改善又は靱性の増大及び耐クリープ性の増大に関して特に材料の高温特性を得るために、本発明によれば、第3段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が、最適化される高温材料特性を設定するため、合金のαトランサス温度(Tα)の近くの範囲で3相空間(α,β,y)において少なくとも30min〜最大6000minの期間行われる少なくとも1つの後続焼鈍を受け、それから部分が少なくとも10minの期間700℃の温度に、続いて更になるべく空気で冷却され、このようにして次の相構成が形成される。
α2:球状に過飽和、場合によっては少し微細γ薄片を含み、25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ、
β0:球状、1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ、
γ:球状、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ。

0022

特に過飽和のα2粒及び微細であるが最適化されない組織構成は、高い強度値において、低い材料延性及び靱性を生じる。限定された化学的組成により、改善された機械的材料特性が得られるけれども、特性パターンは特定の使用目的にのみ向けられている。

0023

材料の限定された化学的組成は、前述したように、一層狭い寸法及び一層狭い含有量限界を持つ組織成分の有利な割合を得るために使用可能であり、それから生じる利点は機械的特性値の特定の正確な規定に現れる。しかしそれにより最も有利なように、チタン−アルミニウム基合金から成る部材の高温挙動の最適化のための前提条件が与えられる。

0024

α−トランサス温度(Tα)の近くでの後続焼鈍の際における焼鈍時間の選択は、所望の相量及び粒度の設定を考慮して行うことができる。例えばβ相は焼鈍時間の増大とともに一般に減少する。

0025

α−トランサス領域での熱処理及び強制冷却後、組織相は実質的に整然としない原子構造を持つ。

0026

製造方法において、部材が、後続焼鈍後、700℃〜1000℃の温度範囲場合によっては部材の使用温度以上で、60min〜1000minの期間で少なくとも1つの安定化焼鈍を受け、続いて次の組織成分の設定又は構成のため少なくとも5℃/minなるべく1℃/min以下の速度で行われる低速冷却又は炉冷却を受ける
α2/γ:なるべく10nm〜1μmの平均薄片間隔を持つα2/γ薄片ミクロ組織を持つ25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ薄片粒
β0:球状で1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ
γ:球状で1%〜50%の体積割合を持ちかつ1μm〜25μmの粒度を持つ
と、材料の著しく改善された機械的高温特性を持つ組織構成が得られる。

0027

十分な原子拡散が維持される低速冷却を伴う安定化焼鈍によって、粒度の大した変化なしに、薄片状α2/γ組織への過飽和α2粒の変成が行われる。以前過飽和の組織粒における薄片組織は、700℃の周りの温度範囲において高負荷で材料の耐クリープ性を大いに改善する。

0028

本発明の別の目的は、請求項1又は2に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法を持ち、室温で整然とした原子構造を持つ相γ,β0,α2から成る材料の組織で製造され、
α2:球状で、ばらばらにされかつ100nm以上の厚さを持つ比較的粗いγ薄片を含むことができる1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜50μmの粒度を持つ
β0:球状でα2相を包囲し、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ
γ:球状でα2相を包囲し、1%〜50%の体積割合を持つ1μm〜25μmの粒度を持つ
なるべく請求項1又は3に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における強度及び破断伸び
Rp0.2:650〜910MPa
Rm :680〜1010MPa
At :0.5%〜3%
700℃における強度及び破断伸び
Rp0.2:520〜690MPa
Rm :620〜970MPa
At :1%〜3.5%
部材によって達せられる。

0029

製造の高い経済性をもって製造されるこの部材は、多数の使用目的のために有利に使用可能な材料のすべての方向において同じ特性パターンを持つ微細な球状の均質な組織構造を持っている。

0030

機械的材料特性の改善特に耐クリープ性の向上を行うため、部材が次の相から成る材料の組織を持ち
α2:球状で過飽和し、場合によっては少し微細なγ薄片を含み、50%〜95%の体積割合を持つ5μm〜80μmの粒度を持つ
β0:球状で、1%〜25%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つ
γ:球状で1%〜28%の体積割合を持つ1μm〜20μmの粒度を持つ
なるべく請求項4又は5に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における(ASTME8M、EN2002−1による)強度及び破断伸び
Rp0.2:650〜940MPa
Rm :730〜1050MPa
At :0.2%〜2%
700℃における強度及び破断伸び
Rp0.2:430〜620MPa
Rm :590〜940MPa
At :1%〜2.5%
と有利である。

0031

部材がなるべく請求項6又は7に記載の方法により設定される構成を持つ成分から成る材料の組織を持ち、
α2/γ:なるべく10nm〜1nmの平均薄片間隔を持つ(α2/γ)薄片微細構造を持つ25%〜98%の体積割合を持つ5μm〜100μmの粒度を持つ薄片粒
β0:球状で1%〜25%の体積割合を持つ0.5μm〜25μmの粒度を持つ
γ:球状で1%〜50%の体積割合を持つ0.5μm〜25μmの粒度を持つ
材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における(ASTME8M、EN2002−1による)強度及び破断伸び
Rp0.2:710〜1020MPa
Rm :800〜1250MPa
At :0.8%〜4%
700℃における強度及び破断伸び
Rp0.2:540〜760MPa
Rm :630〜1140MPa
At :1%〜4.5%
と、すべての方向に同じ程度で高いレベルにある材料の延性、強度及び耐クリープ性に関して特別な利点が得られる。

0032

1つの合金組成を含む図により本発明を以下に説明する。

図面の簡単な説明

0033

温度及びアルミニウム濃度に関係して組織構成を当業者により使用される温度範囲表示(原理グラフ)により示す。
塊状変形とそれに続く冷却後のTi−Al基合金の組織を示す。
共析温度(Teu)及び冷却の範囲における焼鈍後の合金の組織を示す。
α−トランサス温度(Tα)における焼鈍後の合金の組織を示す。
安定化焼鈍後の合金の組織を示す。

実施例

0034

図1に、チタン−アルミニウム基合金の組織構成が、温度及びアルミニウム濃度に関係して概略的に示されている。更に当業者により使用される温度表示がわかる。

0035

図2図5に示す組織構成は、合金Ti,43.2at.%Al,4at.%Nb,1
at.%Mo,0.1at.%Bに由来している。

0036

この合金はTeu1165℃±7℃のα−トランサス(Transus)−温度を持ち、これらの温度は差動熱分析により求められた。

0037

組織図は、電子後方散乱コントラストを持つ走査電子顕微鏡において200倍の拡大で撮影された。

0038

図2は、鍛造型において1.0mm/secの変形速度でφ=0.7の変形度で変形及び空気で冷却後の材料の組織を示す。塊状変形のため、部材の冷却後この部材は典型的な一方向変形集合組織を持ち、成分として−方向γ−β0−α2粒を示す。

0039

図3は、共析温度(Teu)の範囲、この場合1150℃における熱処理後、続いて冷
却される変形部材の組織を示す。

0040

組織は、約26%の体積割合を持つ3.7μm±2.1μmの粒度を持つ(最小包囲円
の直径として測って)3.2μm±1.9μmの粒度を持つ球状α2粒と、49%の体積
割合を持つ5.7μmの粒度を持つ球状γ粒から成っていた。

0041

図4には、変形され続いて1150℃で焼鈍されかつ冷却された部材の組織が、この場合1240℃の温度でα−トランサス温度(Tα)の範囲における後続焼鈍後及び700℃で5min冷却及び空気で更に冷却後に示されている。

0042

求められた組織成分は次のようなものであった。73%の体積割合を持つ11.0μm±5.8μmの粒度を持つ球状構成のα2粒、11%の体積割合を持つ4.5μm±2.6μmの粒度を持つ球状のβ0粒、及び16%の体積割合を持つ4.2μm±2.2μmの粒度を持つ球状のγ粒。

0043

図5は、共析温度(Teu)における微粒焼鈍、(α+β+γ)相空間における高温焼
鈍又は1240℃におけるα−トランサス−焼鈍(Tα)後、及びこの場合875℃にお
ける安定化焼鈍が続く強制冷却、それに続く2℃/minの速度を持つ緩慢冷却後、変形された部材の組織を示す。

0044

ここで焼鈍温度及び/又は焼鈍時間の変化により、組織のミクロ組織及び材料の特性パターンが設定可能であることがわかる。

0045

上記の熱処理後に組織は、64%の体積割合を持つ7.1μm±3.8μmの粒度を持つ薄片状α/γ組織を持つ球状のα2/γ粒と、23%の体積割合を持つ2.7μm±2.1μmの粒度を持つ球状γ相から成っていた。

0046

一連の実験の残りの資料のように、この部材において、最も重要な機械的特性が測定された。室温で強度値Rp0.2は720MP,Rmは810MP以上、破断伸びは1.6%以上であった。

0047

700℃で、試料における250MPaの試験応力及び100時間の負荷期間クリープ実験において、0.65%より小さい値Apが求められた。

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