JP2019512603A - An improved method of finishing extruded titanium products - Google Patents
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Abstract
本開示は、押し出されたチタン合金ワークピースを仕上げる方法であって、押し出されたニアネットシェイプワークピースを生成すること、押し出されたニアネットシェイプワークピースをベータ変態点よりも低い冷却温度に冷却すること、及び次いで押し出されたニアネットシェイプワークピースを圧延温度において１回以上圧延して、所望の特性を有する最終形状ワークピースをもたらすことによる方法に関する。【選択図】図１The present disclosure is a method of finishing an extruded titanium alloy workpiece, producing an extruded near net shape workpiece, cooling the extruded near net shape workpiece to a cooling temperature below the beta transformation point. And then rolling the extruded near net shape workpiece one or more times at a rolling temperature to provide a final shaped workpiece having the desired properties. [Selected figure] Figure 1
Description
チタン合金は、その低い密度（鋼の密度の６０％）及び高い強度で知られている。加えて、チタン合金は良好な耐食性を有することがある。純粋なチタンは、室温でアルファ（ｈｃｐ）結晶構造を有する。 Titanium alloys are known for their low density (60% of the density of the steel) and high strength. In addition, titanium alloys may have good corrosion resistance. Pure titanium has an alpha (hcp) crystal structure at room temperature.
概して本特許出願は、熱間押出し工程と１回以上の圧延する工程とをつなげたプロセスによる、成形されたチタンワークピースを形成する改良された方法に関する。その新しい成形されたワークピースは、従来のチタン材料と比較して改良された特性（例えば、改良された強度、改良された等方的特性）を達成することができる。 In general, this patent application relates to an improved method of forming shaped titanium workpieces by a process combining a hot extrusion step and one or more rolling steps. The new shaped workpieces can achieve improved properties (e.g., improved strength, improved isotropic properties) as compared to conventional titanium materials.
一実施形態においては、チタン合金ワークピースを作製する方法は、（ａ）チタン合金の鋳造インゴットまたは展伸ビレットをそのベータ変態点より高い温度に加熱して、加熱されたワークピースをもたらすこと、（ｂ）加熱されたワークピースをベータ変態点超にしながら加熱されたワークピースの押出しを開始し、それにより押し出されたニアネットシェイプワークピースを生成すること、（ｃ）押し出されたニアネットシェイプワークピースをベータ変態点よりも低い冷却温度に冷却すること、及び（ｄ）押し出されたニアネットシェイプワークピースを圧延温度において１回以上圧延して、最終形状ワークピースをもたらすことを含んでもよく、圧延温度は合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）以内である。一部の実施形態においては、チタン合金は、アルファ−ベータ合金、例えばＴｉ−６Ａｌ−４Ｖである。一部の実施形態においては、押出し工程及び／または圧延する工程のいずれかの前または後で温度処理、例えば焼なまし（例えば、応力除去焼なまし）、及び／または熱処理を使用して、最終形状ワークピースの作製を容易にしてもよい。 In one embodiment, a method of making a titanium alloy workpiece comprises: (a) heating a cast ingot or wrought billet of titanium alloy to a temperature above its beta transformation point to provide a heated workpiece; (B) starting extrusion of the heated workpiece while bringing the heated workpiece above the beta transformation point, thereby producing an extruded near net shape workpiece, (c) extruded near net shape Cooling the workpiece to a cooling temperature below the beta transformation point, and (d) rolling the extruded near-net shape workpiece one or more times at the rolling temperature to provide a final shape workpiece , The rolling temperature is lower than the melting start temperature of the alloy, from the beta transformation point to 600 ° F (333 ° C) Is an internal. In some embodiments, the titanium alloy is an alpha-beta alloy, such as Ti-6Al-4V. In some embodiments, temperature treatment, such as annealing (eg, stress relief annealing), and / or heat treatment, before or after any of the extruding and / or rolling steps. Fabrication of the final shaped workpiece may be facilitated.
一部の実施形態においては、方法は、加熱する工程（ａ）の後、押出し工程（ｂ）を開始する前に、加熱されたワークピースの表面を保護剤で保護することをさらに含んでもよい。保護剤は潤滑剤でも離型剤でもよく、一部の実施形態においては、保護剤は圧延する工程（ｄ）の前に除去してもよい。 In some embodiments, the method may further comprise protecting the surface of the heated workpiece with a protective agent after the heating step (a) and before starting the extrusion step (b) . The protective agent may be a lubricant or a release agent, and in some embodiments the protective agent may be removed prior to the rolling step (d).
冷却する工程（ｃ）の一部の実施形態においては、冷却温度は室温としてもよい。一部の実施形態においては、方法は、冷却する工程（ｃ）の後、圧延する工程（ｄ）の前にニアネットシェイプワークピースを洗浄／準備して、いかなる保護剤も除去することをさらに含んでもよい。 In some embodiments of the cooling step (c), the cooling temperature may be room temperature. In some embodiments, after the cooling step (c), prior to the rolling step (d), the method further cleans / preparates the near net shape workpiece to remove any protective agent. May be included.
一部の実施形態においては、圧延する工程（ｄ）は０．１ｓ−１〜１００ｓ−１の歪み速度で圧延することをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを１％〜９５％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを１０％〜９０％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを２０％〜８５％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを３０％〜８０％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを４０％〜７５％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを５０％〜７０％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースを５５％〜６５％の相対縮小で一様に縮小させ、それにより最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。 In some embodiments, the rolling step (d) may further include rolling at a strain rate of 0.1 s- 1 to 100 s- 1 . In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 1% to 95%, thereby obtaining a final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 10% to 90%, thereby obtaining a final shaped workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 20% to 85%, thereby obtaining a final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 30% to 80%, thereby obtaining a final shaped workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 40% to 75%, thereby obtaining a final shaped workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece with a relative reduction of 50% to 70%, thereby obtaining a final shaped workpiece. In some embodiments, the rolling step may include uniformly shrinking the near net shape workpiece at a relative reduction of 55% to 65%, thereby obtaining a final shape workpiece.
一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを１％〜９５％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを１０％〜９０％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを２０％〜８５％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを３０％〜８０％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを４０％〜７５％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを５０％〜７０％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの第１のセクションを５５％〜６５％の相対縮小で縮小させ、それにより第１のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることを含んでもよい。 In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink by a relative reduction of 1% to 95%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece. It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink by a relative reduction of 10% to 90%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink at a relative reduction of 20% to 85%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece. It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink by a relative reduction of 30% to 80%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece. It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink at a relative reduction of 40% to 75%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece. It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step causes the first section of the near net shape workpiece to shrink by a relative reduction of 50% to 70%, whereby the first section shrinks the final shaped workpiece. It may include obtaining. In some embodiments, the rolling step shrinks the first section of the near net shape workpiece with a relative reduction of 55% to 65%, whereby the first section shrinks the final shape workpiece It may include obtaining.
一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクション（第１のセクションとは異なる）を１％〜９５％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを１０％〜９０％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを２０％〜８５％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを３０％〜８０％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを４０％〜７５％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを５０％〜７０％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも第２のセクションを５５％〜６５％の相対縮小で縮小させ、それにより少なくとも第１のセクション及び第２のセクションが縮小した最終形状ワークピースを得ることをさらに含んでもよい。 In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section (different from the first section) of the near net shape workpiece by a relative reduction of 1% to 95%, thereby at least a second It may further include obtaining a final shaped workpiece in which the one section and the second section are reduced. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece by a relative reduction of 10% to 90%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece by a relative reduction of 20% to 85%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece by a relative reduction of 30% to 80%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece with a relative reduction of 40% to 75%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece by a relative reduction of 50% to 70%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece. In some embodiments, the rolling step reduces at least a second section of the near net shape workpiece by a relative reduction of 55% to 65%, whereby at least the first section and the second section It may further include obtaining a reduced final shape workpiece.
一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも高く、融解開始温度よりも低い温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも高く、ベータ変態点から５００°Ｆ（２７８℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも高く、ベータ変態点から２５０°Ｆ（１３９℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも高く、ベータ変態点から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも高く、ベータ変態点から５０°Ｆ（２７．８℃）以内の温度としてもよい。さらに他の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から３００°Ｆ（１６７℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から５０°Ｆ（２７．８℃）以内の温度としてもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）超低い温度であり、圧延する工程（ｄ）は、各圧延する工程の１パスでの縮小を制限して、最終形状ワークピースにおける亀裂及び内部の冶金学的欠陥の発達を防ぐことをさらに含む。 In some embodiments, the rolling temperature may be above the beta transformation point and below the melting onset temperature. In some embodiments, the rolling temperature may be above the beta transformation point and within 500 ° F. (278 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be above the beta transformation point and within 250 ° F. (139 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be above the beta transformation point and within 100 ° F. (55.6 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be above the beta transformation point and within 50 ° F. (27.8 ° C.) from the beta transformation point. In yet another embodiment, the rolling temperature may be below the beta transformation point and within 600 ° F. (333 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be below the beta transformation point and within 300 ° F. (167 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be below the beta transformation point and within 100 ° F. (55.6 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature may be below the beta transformation point and within 50 ° F. (27.8 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is a temperature lower than the beta transformation point by more than 600 ° F. (333 ° C.), and the rolling step (d) limits the reduction in one pass of each rolling step It further includes preventing the development of cracks and internal metallurgical defects in the final shaped workpiece.
本明細書に記載の新規方法は、特性が改良された最終形状ワークピースをもたらすことができる。ある１つのアプローチでは、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも３％高い強度（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成し、参照のチタン合金体は、最終形状ワークピースと同じ組成を有し、最終形状ワークピースと同じ質別であるが、最終形状ワークピースの厚さに応じてシート、ストリップ、または板の形態（例えば、ＡＭＳ４９１１§３．３．１〜３．３．２に従う）である。最終形状ワークピース及び参照のチタン合金体は、許容できる普通公差（例えば、ＡＭＳ２２４２）の範囲内の同じ最終厚さを有するものとする。参照用バージョンの同じ質別のチタン合金体を作製するため、一般的には最終形状ワークピースと参照のチタン合金体との両方に同じ熱履歴が与えられると推定される。 The novel methods described herein can provide final shape workpieces with improved properties. In one approach, the new final shape workpiece achieves at least 3% higher strength (TYS and / or UTS) (L) compared to the reference titanium alloy body, and the reference titanium alloy body has the final shape The same composition as the workpiece and the same texture as the final shape workpiece, but in sheet, strip or plate form depending on the thickness of the final shape workpiece (eg AMS 4911 3 3.3.1- According to 3.3.2). The final shape workpiece and the reference titanium alloy body should have the same final thickness within the range of acceptable common tolerance (e.g. AMS 2242). It is generally assumed that the same thermal history is given to both the final shape workpiece and the reference titanium alloy body to produce the same graded titanium alloy body for the reference version.
一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも５％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも７％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも９％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１１％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１２％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１３％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（Ｌ）を達成する。 In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 5% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 7% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 9% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 11% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) as compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 12% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 13% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (L) as compared to the reference titanium alloy body.
一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも５％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも７％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも９％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１１％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１２％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、参照のチタン合金体と比較して少なくとも１３％高い引張降伏強さ（ＴＹＳ及び／またはＵＴＳ）（ＬＴ）を達成する。 In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 5% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 7% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) as compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 9% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) as compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 11% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) as compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 12% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) compared to the reference titanium alloy body. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves at least 13% higher tensile yield strength (TYS and / or UTS) (LT) as compared to the reference titanium alloy body.
一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、ＬＴ方向での引張降伏強さ（ＴＹＳ）がＬ方向での引張降伏強さ（ＴＹＳ）から１０ｋｓｉ以内である等方的特性を達成する。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から８ｋｓｉ以内である。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から７ｋｓｉ以内である。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から６ｋｓｉ以内である。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から５ｋｓｉ以内である。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から４ｋｓｉ以内である。一実施形態においては、ＴＹＳ（ＬＴ）は、ＴＹＳ（Ｌ）から３ｋｓｉ以内である。極限引張強さ（ＵＴＳ）に対しても同様の等方的特性を達成することができる。 In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves isotropic properties in which the tensile yield strength (TYS) in the LT direction is within 10 ksi from the tensile yield strength (TYS) in the L direction. In one embodiment, TYS (LT) is within 8 ksi from TYS (L). In one embodiment, TYS (LT) is within 7 ksi from TYS (L). In one embodiment, TYS (LT) is within 6 ksi from TYS (L). In one embodiment, TYS (LT) is within 5 ksi from TYS (L). In one embodiment, TYS (LT) is within 4 ksi from TYS (L). In one embodiment, TYS (LT) is within 3 ksi from TYS (L). Similar isotropic properties can be achieved for ultimate tensile strength (UTS).
ある１つのアプローチでは、新規最終形状ワークピースは、良好な延性も達成することができる。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも６％の伸び（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも６％の伸び（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも８％の伸び（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも８％の伸び（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも１０％の伸び（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも１０％の伸び（ＬＴ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも１２％の伸び（Ｌ）を達成する。一実施形態においては、新規最終形状ワークピースは、少なくとも１２％の伸び（ＬＴ）を達成する。上記の伸びのいずれも、Ｌ方向とＬＴ方向の両方で達成することができる。 In one approach, the new final shape workpiece can also achieve good ductility. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves an elongation (L) of at least 6%. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves an elongation (LT) of at least 6%. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves an elongation (L) of at least 8%. In one embodiment, the new final shape workpiece achieves an elongation (LT) of at least 8%. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves an elongation (L) of at least 10%. In one embodiment, the new final shaped workpiece achieves an elongation (LT) of at least 10%. In one embodiment, the new final shape workpiece achieves an elongation (L) of at least 12%. In one embodiment, the new final shape workpiece achieves an elongation (LT) of at least 12%. Any of the above stretches can be achieved in both the L and LT directions.
本明細書に記載の新規方法は、最終形状ワークピースに改良された特性を与えることができ、その特性は、様々な製品用途での適用性を有しうる。一実施形態においては、チタン合金製品は、航空宇宙構造物用途に用いることができる。例えば、チタン合金製品は、航空宇宙工業で使用するための様々な部品、例えば特に床梁、座席レール、及び機体フレームへと形成することができる。そのような部品においては、特に、引張特性の改良、軸受の改良、ならびに疲労割れの発生及び進展に対する耐性の改良により、多くの潜在的な利益が実現されうる。そのような特性の組合せの改良により、例えば信頼性の向上をもたらすことができる。チタン合金ワークピースは、例えば海洋用途、自動車用途、及び／または防衛用途においても有用でありうる。 The novel methods described herein can provide the final shaped workpiece with improved properties, which may have applicability in various product applications. In one embodiment, titanium alloy products can be used in aerospace applications. For example, titanium alloy products can be formed into various parts for use in the aerospace industry, such as floor beams, seat rails, and airframe frames, among others. In such parts, a number of potential benefits can be realized, in particular, by improving the tensile properties, improving the bearings, and improving the resistance to the occurrence and development of fatigue cracking. An improvement in the combination of such properties can lead, for example, to an increase in reliability. Titanium alloy workpieces may also be useful, for example, in marine applications, automotive applications, and / or defense applications.
上記のように、ニアネットシェイプワークピースは、押出しプロセスによって作製してもよい。他の実施形態においては、ニアネットシェイプワークピースは、押出し製品の代わりに、鍛造製品、成形鋳造製品、または付加的に製造された製品としてもよい。しかしながら、本明細書に記載の加工技術及びパラメーターは、鍛造製品、成形鋳造製品、または付加的に製造された製品でできたそのようなニアネットシェイプワークピースにさえも適用される。 As mentioned above, near net shape workpieces may be made by an extrusion process. In other embodiments, the near net shape workpiece may be a forged product, a cast molded product, or an additionally manufactured product instead of the extruded product. However, the processing techniques and parameters described herein apply even to such near-net-shaped workpieces made of forged products, molded cast products or additionally manufactured products.
＜定義＞
チタン合金は、微細構造及び化学に基づいて、５つのクラス：アルファ合金、Ｎｅａｒ−アルファ合金、ベータ合金、Ｎｅａｒ−ベータ合金、及びアルファ−ベータ合金に分類される。「アルファ」または「アルファ相」とは、六方最密充填（ｈｃｐ）結晶構造を指す。「ベータ」または「ベータ相」とは、体心立方（ｂｃｃ）結晶構造を指す。「アルファ合金」とは、本質的にベータ相を有しないチタン合金であり、熱処理によって強化することができない。「ベータ合金」とは、最初の室温への冷却においてベータ相を保持するチタン合金であり、熱処理することができ、高い焼入れ性を有する。「Ｎｅａｒ−ベータ合金」とは、ベータ合金として出発するが、加熱または冷間加工すると幾分かのアルファ相を有するよう部分的に戻ることがあるチタン合金である。「Ｎｅａｒ−アルファ合金」とは、加熱すると幾分かの限定されたベータ相を形成するが、微細構造的にアルファ合金と同様に見えるチタン合金である。「アルファ−ベータ合金」とは、アルファ相と幾分かの保持されたベータ相とからなるチタン合金であり、保持されたベータ相の量は、合金の組成及び／またはベータ安定化剤（例えば、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ）の存在に依存し、ベータ相の量はＮｅａｒ−アルファ合金において見出される量よりも多い。アルファ−ベータ合金は、熱処理（例えば、溶体化熱処理）及び／または時効によって強化することができる。
<Definition>
Titanium alloys are classified into five classes: alpha alloys, near-alpha alloys, beta alloys, near-beta alloys, and alpha-beta alloys based on microstructure and chemistry. "Alpha" or "alpha phase" refers to a hexagonal close-packed (hcp) crystal structure. "Beta" or "beta phase" refers to body centered cubic (bcc) crystal structure. An "alpha alloy" is a titanium alloy that has essentially no beta phase and can not be strengthened by heat treatment. A "beta alloy" is a titanium alloy that retains the beta phase upon initial cooling to room temperature, can be heat treated, and has high hardenability. A "Near-beta alloy" is a titanium alloy that starts out as a beta alloy but may partially return to have some alpha phase upon heating or cold working. A "Near-alpha alloy" is a titanium alloy that forms some limited beta phase upon heating, but looks microstructurally similar to an alpha alloy. An "alpha-beta alloy" is a titanium alloy consisting of an alpha phase and some retained beta phase, the amount of beta phase retained being the composition of the alloy and / or a beta stabilizer (e.g. , V, Mo, Cr, Cu), the amount of beta phase being greater than that found in Near-alpha alloys. Alpha-beta alloys can be strengthened by heat treatment (e.g. solution heat treatment) and / or aging.
アルファ−ベータチタン合金は、合金の組成に基づいて、ＡＳＴＭ Ｂ３４８によって決定されているようにグレードに分類することができる（例えば、グレード５（約６％のＡｌ及び約４％のＶを有するチタン合金、例えばＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを含む）、グレード６（約５％のＡｌ及び約２．５％のＳｎを有するチタン合金を含む）、ならびにグレード９（約３％のＡｌ及び約２．５％のＶを有するチタン合金を含む））。アルファ−ベータチタン合金はまた、その化学組成によって直接分類することもできる（例えば、特にＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｍｏ−２Ｃｒ、及びＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ）。 Alpha-beta titanium alloys can be classified into grades as determined by ASTM B 348 based on the composition of the alloy (eg, titanium having grade 5 (about 6% Al and about 4% V) Alloys such as Ti-6Al-4V, grade 6 (including titanium alloys having about 5% Al and about 2.5% Sn), and grade 9 (about 3% Al and about 2.5) %) Including titanium alloys having V)). Alpha-beta titanium alloys can also be classified directly according to their chemical composition (e.g., in particular Ti-6Al-4V, Ti-6Al-6V-2Sn, Ti-Al-2Sn-4Zr-6Mo, Ti-6Al- 2Mo-2Cr, and Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo).
本明細書において使用する場合、「Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ」とは、約５．５ｗｔ％のＡｌ〜約６．７５ｗｔ％のＡｌ、約３．５ｗｔ％のＶ〜約４．５ｗｔ％のＶ、最大０．４０ｗｔ％のＦｅ、最大０．２ｗｔ％のＯ、最大０．０１５ｗｔ％のＨ、最大０．０５ｗｔ％のＮ、最大０．４０ｗｔ％の他の不純物を含み、残部がＴｉであるグレード５のアルファ−ベータチタン合金を意味する。理解されうるように、他のチタングレードには同様の明細が存在する。 As used herein, "Ti-6Al-4V" refers to about 5.5 wt% Al to about 6.75 wt% Al, about 3.5 wt% V to about 4.5 wt% V, Grades containing up to 0.40 wt% Fe, up to 0.2 wt% O, up to 0.015 wt% H, up to 0.05 wt% N, up to 0.40 wt% other impurities and the balance Ti 5 means alpha-beta titanium alloy. As can be appreciated, similar specifications exist for other titanium grades.
「ベータ変態」とは、材料が１００％ベータ相である最も低い平衡温度と規定される。図９に示すように、ベータ変態未満では、チタン合金は合金の組成に依存してアルファ相とベータ相の混合物でありうる。図９は、Ｔａｍｉｒｉｓａｋａｎｄａｌａ，Ｓ．，Ｒ．Ｂ．Ｂｈａｔ，及びＢ．Ｖ．Ｖｅｄａｍ．“Ｒｅｃｅｎｔ ａｄｖａｎｃｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ．”Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ａｎｄ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ １２．６（２００３）：６６１−６７３において見出すことができる。 "Beta transformation" is defined as the lowest equilibrium temperature at which the material is 100% beta phase. As shown in FIG. 9, below the beta transformation, the titanium alloy can be a mixture of alpha and beta phases depending on the composition of the alloy. Figure 9 shows Tamirisakandala, S .; , R. B. Bhat and B.R. V. Vedam. It can be found in "Recent advances in the deformation processing of titanium alloys." Journal of Materials Engineering and Performance 12.6 (2003): 661-673.
本明細書において使用する場合、「鋳造インゴット」とは、溶融チタン合金から形成されたインゴットを意味し、合金は鋳造インゴットの形成中に１回以上溶融することができる。 As used herein, "cast ingot" means an ingot formed from a molten titanium alloy, which may be melted one or more times during formation of the cast ingot.
本明細書において使用する場合、「展伸ビレット」とは、ビレットの形成前または形成中に加工（例えば、鍛造、圧延、またはピルガーにより加工）されたチタン合金の鋳造インゴットから形成されたチタン合金のビレットを意味する。 As used herein, a "stretch billet" is a titanium alloy formed from a cast ingot of titanium alloy that has been processed (eg, forged, rolled, or processed by Pilger) before or during billet formation. Means billet.
本明細書において使用する場合、「押出し」または「押し出された」とは、直接押出しまたは非直接押出しを用いて、押し出されたチタン合金ワークピースを作製するプロセスを意味するものとする。「直接押出し」または「直接押し出された」とは、チタン合金の鋳造インゴットまたは展伸ビレットを、所望の断面または形状を有する固定ダイに通して押すことにより、押し出されたチタン合金ワークピースを作製するのに使用するプロセスを意味する。対照的に、「非直接押出し」または「非直接的に押し出された」とは、所望の断面または形状を有するダイを、固定されたチタン合金の鋳造インゴットまたは展伸ビレットに通して押すことにより、押し出されたチタン合金ワークピースを作製するのに使用するプロセスを意味する。 As used herein, "extruded" or "extruded" shall mean the process of making extruded titanium alloy workpieces using direct extrusion or non-direct extrusion. "Direct extruded" or "directly extruded" refers to making an extruded titanium alloy workpiece by pressing a cast ingot or drawn billet of titanium alloy through a fixed die having the desired cross section or shape. Means the process used to In contrast, "non-direct extrusion" or "non-direct extrusion" is accomplished by pushing a die having the desired cross section or shape through a cast ingot or expanded billet of a fixed titanium alloy. , Refers to the process used to make extruded titanium alloy workpieces.
本明細書において使用する場合、「ニアネットシェイプワークピース」とは、その形状が１回以上の圧延する工程の後に最終形状ワークピース（例えば、顧客に提供される最終製品の形状のもの）を得るのに十分なものである、押し出されたチタン合金ワークピースを意味する。一部の実施形態においては、１回以上の圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの物理的特徴を縮小させることができ、ニアネットシェイプから最終形状ワークピースへの物理的特徴の変化は以下の式によって表すことができる。ＮＮＳＷＰ（ｚ）×（１−ＲＲ（％））＝ＦＳＷＰ（ｚ）。ＮＮＳＷＰ（ｚ）は、ニアネットシェイプワークピースの物理的寸法の値ｚを表し（例えば、ｚは体積、幅、または厚さとすることができる）、ＲＲ（％）は、圧延によって達成される物理的寸法での縮小パーセントを意味し、ＦＳＷＰ（ｚ）は、最終形状ワークピースの物理的寸法の値を意味する。一部の実施形態においては、１回以上の圧延する工程は、ニアネットシェイプワークピースの厚さの相対縮小を達成するのに十分なものとすることができ、「相対縮小」とは、以下の式を用い、１回以上の圧延する工程の後のニアネットシェイプワークピースの厚さの変化を、１回以上の圧延する工程の前の厚さで割ったものとして規定される。Ｒ＝（ｈ１−ｈ２）／ｈ１。式中、Ｒは相対縮小であり、ｈ１は圧延前の厚さの測定値であり、ｈ２は圧延後の厚さの測定値である。換言すると、相対縮小は、材料の厚さの合計の縮小に関するものであり、相対縮小を達成するのに必要な圧延のパス数とは無関係である。典型的に、圧延の各パスにより材料の厚さは２５％以下縮小する。一部の実施形態においては、相対縮小は一様でないものとしてもよく、これは、圧延する工程の構成に応じて、相対縮小がニアネットシェイプワークピースの異なる特徴または部分で様々であってもよく、またはニアネットシェイプワークピースの１部分のみが縮小してもよいことを意味する。あるいは、相対縮小は、ワークピース全体にわたって一様であってもよく、これは、厚さの縮小がワークピース全体にわたって同じであることを意味する。相対縮小（Ｒ）は、ニアネットシェイプワークピースの少なくとも１部分の厚さの１％〜９５％の縮小、例えば上記の相対縮小のいずれかを意味することができる。非限定的な例として、ニアネットシェイプワークピースは、ニアネットシェイプｃチャンネル形状ワークピース（図４Ｃに示されている）であって、ｃチャンネル形状ワークピース全体にわたり押出し後の最初の厚さが０．２５５インチ（６．４８ｍｍ）であり、１回以上の圧延する工程後の最終厚さが０．０５５インチ（１．４０ｍｍ）であり、相対縮小（Ｒ）が７８％である、ニアネットシェイプｃチャンネル形状ワークピースとしてもよい。 As used herein, "near net shape workpiece" refers to the final shape workpiece (e.g., in the shape of the final product provided to the customer) after one or more rolling steps in its shape. By extruded titanium alloy workpiece is meant to be sufficient to obtain. In some embodiments, one or more rolling steps can reduce the physical characteristics of the near net shape workpiece, and the change in physical characteristics from the near net shape to the final shape workpiece is: It can be expressed by the formula of NNSWP (z) x (1-RR (%)) = FSWP (z). NNSWP (z) represents the value z of the physical dimensions of the near net shape workpiece (eg, z can be volume, width or thickness), RR (%) is the physics achieved by rolling By percentage reduction in the target dimension, FSWP (z) refers to the value of the physical dimensions of the final shaped workpiece. In some embodiments, one or more of the rolling steps may be sufficient to achieve a relative reduction in the thickness of the near net shape workpiece, where "relative reduction" refers to The change in thickness of the near net shape workpiece after one or more rolling steps is defined as divided by the thickness before the one or more rolling steps, using the equation R = (h1-h2) / h1. Where R is the relative reduction, h1 is the measured thickness before rolling, and h2 is the measured thickness after rolling. In other words, relative reduction relates to the reduction of the total thickness of the material and is independent of the number of rolling passes required to achieve relative reduction. Typically, each pass of rolling reduces the thickness of the material by 25% or less. In some embodiments, the relative reduction may be non-uniform, even though the relative reduction may be different in different features or parts of the near net shape workpiece, depending on the configuration of the rolling process. Well, it means that only one part of the near net shape workpiece may shrink. Alternatively, the relative reduction may be uniform across the workpiece, which means that the reduction in thickness is the same across the workpiece. Relative reduction (R) can mean 1% to 95% reduction in the thickness of at least a portion of the near net shape workpiece, such as any of the relative reductions described above. As a non-limiting example, a near net shape workpiece is a near net shape c-channel shaped workpiece (shown in FIG. 4C) and has an initial thickness after extrusion across the c-channel shaped workpiece A near netting of 0.255 inches (6.48 mm), having a final thickness of 0.055 inches (1.40 mm) after one or more rolling steps, and a relative reduction (R) of 78%. It may be a shape c channel shape workpiece.
本明細書において使用する場合、「圧延」とは、押し出されたチタン合金製品を、ローラー装置の１つ以上のロールに通過させて、製品の体積または厚さを縮小させる金属形成プロセス（工程）を意味する。図８に示されているように、ローラー装置（８００）は複数のロール（８０１）、（８０２）、（８０３）を備えることができ、ローラーが押し出されたチタン合金製品の１つ以上の寸法で厚さを縮小するよう構成されるように、ロールを配列させることができる。図８は、Ｔａｍｉｒｉｓａｋａｎｄａｌａ，Ｓ．，Ｒ．Ｂ．Ｂｈａｔ，及びＢ．Ｖ．Ｖｅｄａｍ．“Ｒｅｃｅｎｔ ａｄｖａｎｃｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ．”Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ａｎｄ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ １２．６（２００３）：６６１−６７３において見出すことができる。 As used herein, "rolling" refers to a metal forming process (step) in which the extruded titanium alloy product is passed through one or more rolls of a roller apparatus to reduce the volume or thickness of the product. Means As shown in FIG. 8, the roller device (800) can comprise a plurality of rolls (801), (802), (803), and one or more dimensions of the titanium alloy product from which the rollers are extruded. The rolls can be arranged to be configured to reduce the thickness at. Figure 8 shows Tamirisakandala, S .; , R. B. Bhat and B.R. V. Vedam. It can be found in "Recent advances in the deformation processing of titanium alloys." Journal of Materials Engineering and Performance 12.6 (2003): 661-673.
本明細書において使用する場合、「最終形状ワークピース」とは、所望の体積または厚さを有し、意図された最終用途の目的に好適である、押し出され圧延されたチタンワークピースを意味する。一部の実施形態においては、最終形状ワークピースは、機械加工または表面処理によりさらに仕上げてもよい。一部の最終形状ワークピースの一部の非限定的な例としては、最終形状パイボックス、最終形状Ｃチャンネルが挙げられる。本明細書において使用する場合、「パイボックス」とは、ギリシャ文字パイ（π）に概して類似した断面を有する材料を意味する。 As used herein, "final shaped workpiece" means an extruded and rolled titanium workpiece having the desired volume or thickness and suitable for the intended end use purpose. . In some embodiments, the final shaped workpiece may be further finished by machining or surface treatment. Some non-limiting examples of some final shape workpieces include final shape pie boxes, final shape C channels. As used herein, "pi-box" means a material having a cross-section generally similar to the Greek letter pie (π).
本明細書において使用する場合、「応力除去焼なまし」とは、製品における応力を除去するための、比較的低温での温度処理プロセスを意味する。 As used herein, "stress relief annealing" refers to a relatively low temperature thermal treatment process to relieve stresses in the product.
本明細書において使用する場合、「熱処理」とは、材料を高温に加熱して材料の特性を変化させる温度プロセスを意味する。本明細書に記載の方法に従って有用な熱処理の一部の非限定的な例としては、特にミルアニール、ベータ変態近辺の焼なまし、再結晶焼なまし、溶体化熱処理、及び人工時効が挙げられる。 As used herein, "heat treatment" refers to a temperature process that heats a material to high temperatures to change the properties of the material. Some non-limiting examples of heat treatments useful according to the methods described herein include, among others, mill annealing, annealing near the beta transformation, recrystallization annealing, solution heat treatment, and artificial aging. .
これより添付の図面を詳細に参照する。添付の図面は、本開示によって提供される新しい技術の様々な関連実施形態の例示を少なくとも補助する。 Reference will now be made in detail to the attached drawings. The accompanying drawings at least assist in the illustration of various related embodiments of the new technology provided by the present disclosure.
図１〜３は、本開示によるチタンワークピースを作製する方法の様々な実施形態のフローチャートである。ワークピースは、チタン合金より押し出すことができる任意の形状としてもよい。一部の実施形態においては、例えば、ワークピースはＣチャンネルブラケット、Ｔブラケット、ＨもしくはＩ形状物、またはＬブラケットとしてもよい。方法は、チタン合金をそのベータ変態点超に加熱して、加熱されたワークピースをもたらす第１の工程（１０）を含む。一部の実施形態においては、チタン合金は、アルファ合金でも、ベータ合金でも、アルファ−ベータ合金でもよい。一部の実施形態においては、アルファ−ベータ合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖとしてもよい。一部の実施形態においては、チタン合金は、鋳造インゴットまたは展伸ビレットを構成する。 1-3 are flow charts of various embodiments of methods of making titanium workpieces according to the present disclosure. The workpiece may be of any shape that can be extruded from the titanium alloy. In some embodiments, for example, the workpiece may be a C channel bracket, a T bracket, an H or I shape, or an L bracket. The method comprises a first step (10) of heating the titanium alloy above its beta transformation point to provide a heated workpiece. In some embodiments, the titanium alloy may be an alpha alloy, a beta alloy, or an alpha-beta alloy. In some embodiments, the alpha-beta alloy may be Ti-6Al-4V. In some embodiments, the titanium alloy comprises a cast ingot or a drawn billet.
一部の実施形態においては、方法は、加熱する工程（１０）の後、加熱されたワークピースの表面を保護剤で被覆して押出し中に生じうる損傷から表面を保護する、保護する工程をさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、保護剤は、潤滑剤（例えば、グラファイト、ガラス、溶融塩（例えば、溶融アルカリ金属塩））、及び／または離型剤、例えばセラミック材料（例えばセラミック粉末）を含んでもよい。 In some embodiments, after the heating step (10), the surface of the heated workpiece is coated with a protective agent to protect the surface from damage that may occur during extrusion. It may further include. In some embodiments, the protective agent comprises a lubricant (eg, graphite, glass, molten salt (eg, molten alkali metal salt)), and / or a release agent, eg, ceramic material (eg, ceramic powder) May be.
方法は、加熱されたワークピースを押し出して、押し出されたニアネットシェイプワークピースをもたらす工程（２０）をさらに含む。一部の実施形態においては、押し出すこと（２０）は、直接押出しを含んでもよい。あるいは、押し出すこと（２０）は、非直接押出しを含んでもよい。一部の実施形態においては、押し出す工程（２０）は、加熱されたワークピースを、合金のベータ変態点よりも高い温度で押し出すことを含んでもよい。他の実施形態においては、押し出す工程（２０）は、合金のベータ変態点よりも高い温度で押出しを開始することを含んでもよく、押し出す工程（２０）の少なくとも一部分は、合金のベータ変態点よりも低い温度で行ってもよい。 The method further includes the step of extruding the heated workpiece to provide an extruded near net shape workpiece (20). In some embodiments, extruding (20) may include direct extrusion. Alternatively, extruding (20) may comprise non-direct extrusion. In some embodiments, the extruding step (20) may comprise extruding the heated workpiece at a temperature above the beta transformation point of the alloy. In another embodiment, the extruding step (20) may include initiating the extrusion at a temperature above the beta transformation point of the alloy, wherein at least a portion of the extruding step (20) is above the beta transformation point of the alloy It may also be done at lower temperatures.
方法は、ニアネットシェイプワークピースをそのベータ変態点よりも低い温度に冷却する工程（３０）をさらに含む。一部の実施形態においては、冷却する工程（３４）は、合金のベータ変態から６００°Ｆ（３３３℃）以内の温度に冷却することを含む。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から５００°Ｆ（２７８℃）以内の温度までである。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から４００°Ｆ（２２２℃）以内の温度までである。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から３００°Ｆ（１６７℃）以内の温度までである。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から２００°Ｆ（１１１℃）以内の温度までである。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度までである。一部の実施形態においては、冷却すること（３０）は、合金のベータ変態から６００°Ｆ（３３３℃）超低い温度までである。一部の実施形態においては、図２及び図３に示されているように、冷却する工程（３１）は、ニアネットシェイプワークピースを、合金のベータ変態より低い任意の温度に冷却することを含んでもよく、一部の実施形態においては、その温度は室温としてもよい。 The method further includes cooling (30) the near net shape workpiece to a temperature below its beta transformation point. In some embodiments, the cooling step (34) comprises cooling to a temperature within 600 ° F. (333 ° C.) from the beta transformation of the alloy. In some embodiments, the cooling (30) is to a temperature within the 500 ° F. (278 ° C.) range from the beta transformation of the alloy. In some embodiments, cooling (30) is to a temperature within the 400 ° F. (222 ° C.) range from the beta transformation of the alloy. In some embodiments, the cooling (30) is to a temperature within 300 ° F. (167 ° C.) of the alloy's beta transformation. In some embodiments, the cooling (30) is to a temperature within 200 ° F. (111 ° C.) of the alloy's beta transformation. In some embodiments, the cooling (30) is to a temperature within 100 ° F. (55.6 ° C.) of the alloy's beta transformation. In some embodiments, the cooling (30) is from the beta transformation of the alloy to a temperature that is less than 600 ° F. (333 ° C.). In some embodiments, as shown in FIGS. 2 and 3, the cooling step (31) comprises cooling the near net shape workpiece to any temperature below the beta transformation of the alloy. In some embodiments, the temperature may be room temperature.
一部の実施形態においては、方法は、冷却する工程の後、洗浄／準備する工程をさらに含み、洗浄／準備する工程によりいずれの残留保護剤も除去することによってニアネットシェイプワークピースを圧延のために準備する。一部の実施形態においては、洗浄及び／または準備することは、ワークピースの一部または全部をサンドブラストして、保護剤残留物（例えば、残留潤滑剤または離型剤）を除去し、表面を付着のためにコンディショニングすることを含んでもよい。乾燥粉末または湿性懸濁液を表面に塗布してもよい。過剰な粉末または懸濁液は、機械的手段または高速気流手段によって除去し、保護剤の薄層を残してもよい。 In some embodiments, the method further comprises a washing / preparing step after the cooling step, and rolling the near net shape work piece by removing any residual protective agent by the washing / preparing step. Prepare for. In some embodiments, cleaning and / or preparing sandblasts a portion or all of the workpiece to remove protectant residue (eg, residual lubricant or release agent) and Conditioning may be included for deposition. A dry powder or wet suspension may be applied to the surface. Excess powder or suspension may be removed by mechanical or high speed air flow means, leaving a thin layer of protective agent.
再び図１を参照すると、方法は、１回以上の圧延する工程（４０）をさらに含み、圧延することは、押し出されたニアネットシェイプワークピースを圧延温度において１回以上圧延して、最終形状ワークピースをもたらすことを含む。一部の実施形態においては、圧延温度は、１回以上の圧延する工程の各々で同じ温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、１回以上の圧延する工程の各々で異なってもよい。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から５００°Ｆ（２７８℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から４００°Ｆ（２２２℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から３００°Ｆ（１６７℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から２５０°Ｆ（１３９℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、合金の融解開始温度よりも低く、ベータ変態点から５０°Ｆ（２７．８℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から５００°Ｆ（２７８℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から４００°Ｆ（２２２℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から３００°Ｆ（１６７℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から２５０°Ｆ（１３９℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、圧延温度は、ベータ変態点よりも低く、ベータ変態点から５０°Ｆ（２７．８℃）以内の温度である。 Referring again to FIG. 1, the method further includes one or more rolling steps (40), wherein rolling rolling the extruded near-net shape workpiece one or more times at rolling temperature to a final shape Including bringing in workpieces. In some embodiments, the rolling temperature is the same temperature in each of the one or more rolling steps. In some embodiments, the rolling temperature may be different for each of the one or more rolling steps. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 600 ° F. (333 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 500 ° F. (278 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 400 ° F. (222 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 300 ° F. (167 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset melting temperature of the alloy and within 250 ° F. (139 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 100 ° F. (55.6 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the onset of melting temperature of the alloy and within 50 ° F. (27.8 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 600 ° F. (333 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 500 ° F. (278 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 400 ° F. (222 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 300 ° F. (167 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 250 ° F. (139 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 100 ° F. (55.6 ° C.) from the beta transformation point. In some embodiments, the rolling temperature is below the beta transformation point and within 50 ° F. (27.8 ° C.) from the beta transformation point.
一部の実施形態においては、１回以上の圧延する工程（４０）は、ニアネットシェイプワークピースの１つ以上のアスペクトまたは部分を縮小して、１つ以上のアスペクトまたは部分におけるニアネットシェイプワークピースと比較した相対縮小が１％〜９５％である最終形状ワークピースをもたらすことを含む。一部の実施形態においては、ニアネットシェイプワークピースの１セクションのみを縮小してもよい。一部の実施形態においては、ニアネットシェイプワークピースの１つよりも多いセクションを縮小してもよい。一部の実施形態においては、合計の相対縮小は、１％〜９５％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で９０％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で８５％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で８０％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で７５％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で７０％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で６５％以下としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも１％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも１０％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも２０％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも３０％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも４０％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも５０％としてもよい。一部の実施形態においては、相対縮小は、合計の相対縮小で少なくとも５５％としてもよい。 In some embodiments, the one or more rolling steps 40 reduce the one or more aspects or portions of the near net shape workpiece to near net shapework in one or more aspects or portions. Including providing a final shaped workpiece having a relative reduction relative to the piece of 1% to 95%. In some embodiments, only one section of the near net shape workpiece may be reduced. In some embodiments, more than one section of the near net shape workpiece may be reduced. In some embodiments, the total relative reduction may be 1% to 95%. In some embodiments, the relative reduction may be 90% or less in the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be 85% or less in the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be 80% or less in the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be 75% or less in the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be 70% or less in the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be 65% or less in total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 1% in total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 10% of the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 20% of the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 30% of the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 40% of the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 50% of the total relative reduction. In some embodiments, the relative reduction may be at least 55% in the total relative reduction.
一部の実施形態においては、圧延することは、０．１ｓ−１〜１００ｓ−１の歪み速度で圧延することをさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、歪み速度は、１ｓ−１〜１００ｓ−１の速度としてもよい。一部の実施形態においては、歪み速度は、１ｓ−１〜５０ｓ−１の速度としてもよい。一部の実施形態においては、歪み速度は、１ｓ−１〜１０ｓ−１の速度としてもよい。 In some embodiments, rolling may further include rolling at a strain rate of 0.1 s- 1 to 100 s- 1 . In some embodiments, the strain rate may be from 1 s −1 to 100 s −1 . In some embodiments, the strain rate may be 1 s −1 to 50 s −1 . In some embodiments, the strain rate may be 1 s −1 to 10 s −1 .
一部の実施形態においては、相対縮小は、図４Ａ〜４Ｃにおいて見ることができるように、最終形状ワークピースの全部分が一様な相対縮小を有する、一様なものとしてもよい。図４Ａは、１回以上の圧延する工程（４０）の前の押し出されたＣチャンネルブラケットを示している。図４Ｂは、ニアネットシェイプワークピースと比較して一様な相対縮小を有する（２つの形状を比較している図４Ｃによりわかる）、最終形状ワークピースを示している。 In some embodiments, the relative reduction may be uniform, as can be seen in FIGS. 4A-4C, where all portions of the final shape workpiece have uniform relative reduction. FIG. 4A shows the extruded C-channel bracket prior to one or more rolling steps (40). FIG. 4B shows the final shape workpiece with uniform relative shrinkage as compared to the near net shape workpiece (as can be seen by FIG. 4C comparing the two shapes).
一部の実施形態においては、図４Ａ〜４Ｃ及び図５Ａ〜５Ｃに示されているように、相対縮小は一様なものとしてもよく、最終形状ワークピースの１つ以上のアスペクトの絶対寸法は、最終形状ワークピース全体にわたって同じとしてもよい（例えば、厚さまたは体積は、最終形状ワークピース全体にわたり同じとしてもよい）。図５Ａは、１回以上の圧延する工程（４０）の前の押し出されたＴブラケットを示している。図５Ｂは、ニアネットシェイプワークピースと比較して一様な相対縮小を有し（２つの形状を比較している図５Ｃによりわかる）、また、第１のセクション（５０１）が第２のセクション（５０２）の厚さと同じ厚さを有するので、最終形状ワークピースの全部分にわたって一様な厚さの絶対寸法も有する、最終形状ワークピースを示している。 In some embodiments, as shown in FIGS. 4A-4C and 5A-5C, the relative reduction may be uniform and the absolute dimensions of one or more aspects of the final shaped workpiece may be (E.g., the thickness or volume may be the same throughout the final shaped workpiece). FIG. 5A shows the extruded T-bracket prior to one or more rolling steps (40). FIG. 5B has a uniform relative reduction compared to the near net shape workpiece (as can be seen by FIG. 5C comparing the two shapes), and the first section (501) is the second section. The final shaped workpiece is shown having the same thickness as the thickness of (502), so also having absolute dimensions of uniform thickness over all parts of the final shaped workpiece.
一部の実施形態においては、図６Ａ〜６Ｃに示されているように、相対縮小は最終形状ワークピースにわたって一様としてもよく、しかし１つ以上のアスペクトの絶対寸法は異なってもよい（例えば、厚さでの縮小パーセントは最終形状ワークピース全体にわたって同じとしてもよく、しかし最終形状ワークピースの絶対厚さは部分によって異なってもよい）。図６Ａは、１回以上の圧延する工程（４０）の前の押し出されたＬブラケットを示している。図６Ｂは、ニアネットシェイプワークピースと比較して一様な相対縮小を有する（２つの形状を比較している図６Ｃによりわかる）が、第１のセクション（６０１）が第２のセクション（６０２）とは異なる厚さを有するので、最終形状ワークピースの部分にわたって一様でない厚さを有する、最終形状ワークピースを示している。 In some embodiments, as shown in FIGS. 6A-6C, the relative reduction may be uniform across the final shaped workpiece, but the absolute dimensions of one or more aspects may be different (e.g., The percent reduction in thickness may be the same throughout the final shaped workpiece, but the absolute thickness of the final shaped workpiece may vary from part to part). FIG. 6A shows the extruded L-bracket prior to one or more rolling steps (40). FIG. 6B has a uniform relative contraction as compared to the near net shape workpiece (as seen by FIG. 6C comparing the two shapes), but the first section (601) is the second section (602). 7 shows a final shaped workpiece having a non-uniform thickness over a portion of the final shaped workpiece as it has a thickness different from.
一部の実施形態においては、図７Ａ〜７Ｃに示されているように、相対縮小及び絶対寸法は、最終形状ワークピースにわたって一様でないものとしてもよい。図７Ａは、圧延する工程（４０）の前の押し出されたＬブラケットを示している。図７Ｂは、ニアネットシェイプワークピースと比較して一様でない相対縮小を有し（２つの形状を比較している図７Ｃによりわかる）、第１のセクション（７０１）が第２のセクション（７０２）とは異なる厚さを有するので、最終形状ワークピースの部分にわたって一様でない厚さを有する、最終形状ワークピースを示している。 In some embodiments, as shown in FIGS. 7A-7C, the relative reduction and absolute dimensions may be non-uniform across the final shaped workpiece. FIG. 7A shows the extruded L-bracket prior to the rolling step (40). FIG. 7B has an uneven relative contraction as compared to the near net shape workpiece (as seen by FIG. 7C comparing the two shapes), the first section (701) is the second section (702). 7 shows a final shaped workpiece having a non-uniform thickness over a portion of the final shaped workpiece as it has a thickness different from.
再び図２を参照すると、方法は、冷却する工程（３１）の後にニアネットシェイプワークピースを再加熱する工程（３２）をさらに含んでもよく、再加熱する工程（３２）は、合金の融解開始温度よりも低くそのベータ変態から６００°Ｆ（３３３℃）以内である再加熱温度に、押し出されたニアネットシェイプワークピースを加熱することを含む。一部の実施形態においては、再加熱温度は、合金の融解開始温度よりも低く、そのベータ変態から５００°Ｆ（２７８℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、再加熱温度は、合金の融解開始温度よりも低く、そのベータ変態から４００°Ｆ（２２２℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、再加熱温度は、合金の融解開始温度よりも低く、そのベータ変態から３００°Ｆ（１６７℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、再加熱温度は、合金の融解開始温度よりも低く、そのベータ変態から２００°Ｆ（１１１℃）以内の温度である。一部の実施形態においては、再加熱温度は、合金の融解開始温度よりも低く、そのベータ変態から１００°Ｆ（５５．６℃）以内の温度である。 Referring again to FIG. 2, the method may further include the step of reheating (32) the near net shape workpiece after the step of cooling (31), wherein the step of reheating (32) comprises initiating melting of the alloy. Heating the extruded near net shape workpiece to a reheat temperature that is less than the temperature and within 600 ° F. (333 ° C.) from its beta transformation. In some embodiments, the reheating temperature is below the melting onset temperature of the alloy and is within 500 ° F. (278 ° C.) of its beta transformation. In some embodiments, the reheating temperature is below the melting onset temperature of the alloy and within 400 ° F. (222 ° C.) of its beta transformation. In some embodiments, the reheating temperature is below the melting onset temperature of the alloy and within 300 ° F. (167 ° C.) of its beta transformation. In some embodiments, the reheating temperature is below the onset melting point of the alloy and within 200 ° F. (111 ° C.) of its beta transformation. In some embodiments, the reheating temperature is below the melting onset temperature of the alloy and within 100 ° F. (55.6 ° C.) of its beta transformation.
一部の実施形態においては、１回以上の圧延する工程（４０）のうちの各圧延する工程の後に、ニアネットシェイプワークピースを再加熱して（３２）、次の圧延する工程が再加熱温度で行われることを可能にしてもよい。一部の実施形態においては、ニアネットシェイプワークピースは、代替として、１回以上の圧延する工程（４０）のうちの各圧延する工程の間で冷却して（３１）再加熱してもよい（３２）。一部の実施形態においては、１回以上の圧延する工程（４０）の全ては、ベータ変態より６００°Ｆ（３３３℃）超低い圧延温度を含んでもよく、１回以上の圧延する工程（４０）の各々は、各圧延する工程での相対縮小を制限して、最終形状ワークピースにおける亀裂または内部の冶金学的欠陥の発達を防ぐことさらに含んでもよい。一部の実施形態においては、再加熱の時間（例えば、より長い時間）及び／または温度（例えば、より熱い温度）への様々な調節は、残留応力を減少させ、転位運動及び結晶学的組織の緩和を可能にするように調節することができる。このことは、より低温での変形に耐えるように適切な延性が保持されることを確実にすることができる。 In some embodiments, after each rolling step of the one or more rolling steps (40), the near net shape workpiece is reheated (32) and the next rolling step is reheating. It may be possible to take place at temperature. In some embodiments, the near net shape workpiece may alternatively be cooled (31) to reheat between each rolling step of one or more rolling steps (40) (32). In some embodiments, all of the one or more rolling steps (40) may include a rolling temperature of more than 600 ° F. (333 ° C.) lower than the beta transformation, and one or more rolling steps (40) Each may further include limiting the relative reduction in each rolling step to prevent the development of cracks or internal metallurgical defects in the final shaped workpiece. In some embodiments, various adjustments to the time of reheating (e.g., longer time) and / or temperature (e.g., hotter temperature) reduce residual stress, dislocation motion and crystallographic organization Can be adjusted to allow for relaxation. This can ensure that adequate ductility is maintained to resist deformation at lower temperatures.
一部の実施形態においては、図３に示されているように、再加熱する工程（３３）は、押し出されたニアネットシェイプワークピースを、そのベータ変態点よりも高くその融解開始温度よりも低い温度に加熱することを含んでもよく、再加熱する工程（３３）は、その後に、合金のベータ変態点より高い温度における１回以上の圧延する工程（４１）を行ってもよい。一部の実施形態においては、ニアネットシェイプワークピースは、１回以上の圧延する工程（４１）のうちの任意の所与の圧延する工程中にその温度が合金のベータ変態点よりも低く下がった場合、再加熱してもよい（３３）。一部の実施形態においては、方法は、１回以上のその他の圧延する工程（４２）をさらに含み、その工程は合金のベータ変態点未満で行ってもよい。 In some embodiments, as shown in FIG. 3, the step of reheating (33) comprises extruding the near net shape workpiece above its beta transformation temperature and above its melting onset temperature. Heating to a lower temperature may be included, and the reheating step (33) may be followed by one or more rolling steps (41) at a temperature above the beta transformation point of the alloy. In some embodiments, the near net shape workpiece has its temperature dropped below the beta transformation temperature of the alloy during any given rolling step of one or more of the rolling steps (41) If it does, it may be reheated (33). In some embodiments, the method further comprises one or more other rolling steps (42), which may be performed below the beta transformation point of the alloy.
４つのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ試料を押出しプロセスによって作製し、４つの異なる製造経路によって加工した。選択した材料は、圧延機で測定されるベータ変態（ＢＴ）が約１８１０°Ｆ（９８８℃）であった。加工には２つの温度：ＢＴ＋５０°Ｆ（２８℃）（１８６０°Ｆ（１０１６℃））及びＢＴ−１０°Ｆ（５．６℃）（１８００°Ｆ（９８２℃））が選択された。加熱中の結晶粒成長を制限するため、ベータ変態（ＢＴ）を超える温度は、ベータ変態の５０°Ｆ（２８℃）超までに制限した。ベータ変態より低い温度は、球状化型の変換が１７７５°Ｆ（９６８℃）で終了することが見込まれる加工領域内に製品を維持する試みとして選択した。１７７５°Ｆ（９６８℃）未満の温度でも、製品を、加工された構造体へとあら延べすることはできるが、この変換はラメラキンクによって支配されていると予想される。 Four Ti-6Al-4V samples were made by an extrusion process and processed by four different manufacturing routes. The selected material had a beta transformation (BT) of about 1810 ° F. (988 ° C.) as measured on a rolling mill. Two temperatures were selected for processing: BT + 50 ° F (28 ° C) (1860 ° F (1016 ° C)) and BT-10 ° F (5.6 ° C) (1800 ° F (982 ° C)). In order to limit grain growth during heating, the temperature above the beta transformation (BT) was limited to more than 50 ° F. (28 ° C.) of the beta transformation. Temperatures below the beta transformation were chosen as an attempt to maintain the product within the processing zone where conversion of the spheroidized form is expected to end at 1775 ° F (968 ° C). Even at temperatures below 1775 ° F. (968 ° C.), the product can be rolled into the processed structure, but this conversion is expected to be dominated by lamella kinks.
圧延縮小の加工スピードは、歪み速度１０ｓ−１及び２．５ｓ−１を表す高スピード及び低スピードを選択した。出口スピードは、高スピードの場合には２０〜３０インチ／秒（５０．８〜７６．２ｃｍ／秒）、低スピードの場合には５〜６インチ／秒（１２．７〜１５．２ｃｍ／秒）であった。 The rolling reduction processing speed was selected to be high speed and low speed representing strain rates of 10 s −1 and 2.5 s −1 . Exit speeds are 20 to 30 in / sec (50.8 to 76.2 cm / sec) for high speed and 5 to 6 in / sec (12.7 to 15.2 cm / sec for low speed) )Met.
押出し試料は、所望の温度に既に予熱した放射加熱炉で加熱した。炉内にトラックを入れて試料を炉内に浮かせ、ローラーの入口と一直線に並べた。冷たい製品をトラックの上に載せ、炉の中に８分間閉じ込めた。計算により、製品は１〜３分の範囲内でその温度にあったことが示されたが、さらなる時間を用い、炉が開けられた後に均質になる時間があること、及び加熱が一様でないことに対する幾分かの安全因子を与えることを確実にした。８分後、剛性アームを用い、製品をトラックに沿ってローラー組立体へと押した。ロールバイトに入った後は、スピニングホイールによって製品が引かれた。チャンネルの終端には、ホイールに入る製品の中心を合わせるため、及び前進するアームがホイールに届きうる可能性を防ぐため、の両方のために、ガイド構造物を設置した。 The extruded samples were heated in a radiant furnace already preheated to the desired temperature. A truck was placed in the furnace to float the sample in the furnace and align it with the inlet of the roller. The cold product was placed on a truck and locked in a furnace for 8 minutes. Calculations show that the product was at that temperature within the range of 1 to 3 minutes, but with additional time, there is time to homogenize after the furnace is opened, and uneven heating Make sure to give some safety factor for things. After 8 minutes, using a rigid arm, the product was pushed along the track into the roller assembly. After entering the roll bite, the product was drawn by the spinning wheel. At the end of the channel, a guide structure was placed both to center the product entering the wheel and to prevent the possibility of the advancing arm reaching the wheel.
炉は圧延装置のすぐ横に設置した。製品は、ロールバイトが開始されるまで１５インチ（３８ｃｍ）の距離の間、周囲の空気に曝された。これにより、特に製品が厚さ０．１００インチ（２．５４ｍｍ）に近づいていた最終パスにおいては、製品の冷却用媒体がもたされた。 The furnace was installed next to the rolling mill. The product was exposed to ambient air for a distance of 15 inches (38 cm) until the roll bite was initiated. This provided a cooling medium for the product, particularly in the final pass where the product was approaching 0.100 inch (2.54 mm) thickness.
４つのピースを加熱し、４パスに通過させ、そこで製品は、厚さ０．２０５〜０．１００インチ（５．２１〜２．５４ｍｍ）の押出し物から等しい減分で縮小した。製品のフィンはそれぞれ同じ厚さであったが、異なっていることもありえた。各パスの後、パーツはトレイに落下させて空冷した。 The four pieces were heated and passed in four passes where the product was reduced in equal steps from an extrusion of 0.205 to 0.100 inch (5.21 to 2.54 mm) thickness. The product fins were each of the same thickness, but could have been different. After each pass, the parts were dropped into a tray and air cooled.
ローラー（図８に示されている）は、従来の２段または４段圧延機とは異なるものであった。この場合では、ローラーは、製品の主（最も大きい）表面に接触圧力をもたらし、独立して前進して異なるローラー間に間隙を作るように構成した。この型のローラー設計は、改変して、チャンネル、Ｈ、Ｌ、Ｔ、及び様々な他の構造体部材を作製しうる。小型ローラー及びある特定の形状物の例では、軸受箱との干渉が生じ始めることになる。ホイール内に軸受を設置すること、及び横に電動スプロケットのみを有することにより、干渉の多くの例が軽減されることになる。これはまた、荷重がかかる構造体をより強固にする。より大きなホイールを使用すると、より大きな空間がもたらされ、１パスあたりの可能な縮小が増加することにもなる。 The rollers (shown in FIG. 8) were different from conventional two or four-high rolling mills. In this case, the rollers were configured to provide contact pressure on the major (largest) surface of the product and to advance independently to create a gap between the different rollers. This type of roller design may be modified to create channels, H, L, T, and various other structural members. In the example of small rollers and certain shapes, interference with the bearing box will begin to occur. By installing the bearings in the wheel and having only the motorized sprockets laterally, many instances of interference will be mitigated. This also makes the loaded structure more rigid. Using a larger wheel will provide more space and also increase the possible reduction per pass.
試料の加工後、各ピースを１３２５°Ｆ（７１８℃）（＋／−２５°Ｆ（１４℃））に加熱して１時間維持する軽い焼なましを全ての試料に行った。次いで各パーツを取り出して空気中で放冷した。この軽い焼なましは、結晶内に形成された転位の大半を除去することを主に目的とするものであり、生じる微細構造を変化させることを目的とするものではなかった。 After processing of the samples, all samples were subjected to a light anneal, heating each piece to 1325 F (718 C) (+/- 25 F (14 C)) and holding for 1 hour. Each part was then removed and allowed to cool in air. This light annealing was primarily intended to remove most of the dislocations formed in the crystal, not to change the resulting microstructure.
一部の例においては、試料ピースにガラスを塗布して、圧延するプロセスにおける潤滑剤または保護剤としてガラスがどのくらい良好にふるまうかを評価した。ローラーの前方で、通り過ぎるまで大きな液体たまりとして形成することが観察された。ガラスを使用した全ての例では、このようなタイプの欠陥が生じた。ガラス液体たまりの押込みの領域では、圧縮できない液体が表面輪郭を満たしていたので、旧の粗さが残った。同じ効果は、過剰量の乾燥潤滑剤（グラファイト、二硫化モリブデン、及び／または六方晶窒化ホウ素）をローラーに塗布した際にも見ることができた。（薄膜に対して）多い量だと、これらの材料は流体のようにふるまい、液体ガラスと同様な結果をもたらしうる。最良の表面は、少量の乾燥潤滑剤をローラーに用いるか、または、追加のローラー潤滑剤を用いずに単純に二酸化チタンをピースに軽くふりかけるか、のいずれかで生じうる。 In some instances, glass was applied to the sample pieces to evaluate how well the glass behaved as a lubricant or protective agent in the rolling process. In front of the roller, it was observed to form as a large liquid pool until it passed. In all instances where glass was used, these types of defects occurred. In the area of the indentation of the glass liquid pool, the old roughness remained because the incompressible liquid filled the surface contour. The same effect can also be seen when an excess of dry lubricant (graphite, molybdenum disulfide and / or hexagonal boron nitride) is applied to the roller. At high amounts (relative to thin films), these materials behave like fluids and can produce results similar to liquid glass. The best surface can be generated either by using a small amount of dry lubricant on the roller or simply lightly dusting the piece with titanium dioxide without additional roller lubricant.
アルファ／ベータチタン合金の二次的熱間加工のあまり一般的でない方法は、ベータ加工である。この方法では、加工は、ベータ変態点超で行う。これにより、針状アルファ相またはウィドマンステッテン微細構造がもたらされる。ラメラ微細構造により、より高い破壊靱性、疲労割れ拡大への耐性、及び耐クリープ性がもたらされる。強度、延性において小さな欠点が生じる。ベータ鍛造及びベータ押出しを含めたベータ熱間加工の主な利点は、流れ応力の低下、及びダイまたはフィーチャの充填の改良である。チタンの押出しは主としてベータ変態点超で行って、結晶粒度が増加するにもかかわらず、チタンの成形性の増加を達成する。再結晶後のベータ変態超からの冷却速度は、ウィドマンステッテン微細構造の形成に著しい影響がある。この冷却中、アルファ結晶粒が、旧ベータ結晶粒内に小板／バスケットウィーブパターンで形成する。より速い冷却速度は、粒界アルファ相の厚さを減少させ、旧結晶粒内に可能な限り細かい変態した微細構造を作る。このことは、後の変態未満での熱間加工性の維持を助ける。このことは、図１０Ａ及び１０Ｂで見ることができるように、室温特性にも影響がある。図１０Ａ及び１０Ｂは、Ｓｉｅｎｉａｗｓｋｉ，Ｊ．，Ｚｉａｊａ，Ｗ．，Ｋｕｂｉａｋ，Ｋ．及びＭｏｔｙｋａ，Ｍ．，２０１３．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｔｗｏ−ｐｈａｓｅ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ．Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ−Ａｄｖａｎｃｅｓ ｉｎ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ Ｃｏｎｔｒｏｌ，ｐｐ．６９−８０において見出すことができる。 A less common method of secondary hot working of alpha / beta titanium alloys is beta working. In this method, processing is performed above the beta transformation point. This results in a needle alpha phase or Widmanstedten microstructure. The lamellar microstructure provides higher fracture toughness, resistance to fatigue crack growth, and creep resistance. There are minor disadvantages in strength and ductility. The main advantages of beta hot working, including beta forging and beta extrusion, are reduced flow stress and improved die or feature filling. Extrusion of titanium takes place primarily above the beta transformation point to achieve an increase in formability of titanium despite the increase in grain size. The cooling rate from the beta transformation over after recrystallization has a significant effect on the formation of the Widmanstedten microstructure. During this cooling, alpha grains form in a platelet / basket weave pattern within the old beta grains. Faster cooling rates reduce the thickness of the grain boundary alpha phase and produce as fine a transformed microstructure as possible in the old grains. This helps to maintain hot workability below the later transformation. This also affects the room temperature characteristics, as can be seen in FIGS. 10A and 10B. 10A and 10B are described in Sieniawski, J. et al. , Ziaja, W .; , Kubiak, K .; And Motyka, M .; , 2013. Microstructure and mechanical properties of high strength two-phase titanium alloys. Titanium Alloys-Advances in Properties Control, pp. 69-80.
材料がＴｉ−６Ａｌ−４Ｖのベータ変態を横切る際には、最適な冷却速度が存在する。理想的には、高強度でありながら最適な延性を達成するため、毎秒４〜９℃の冷却速度が望ましい。毎秒９℃を超えると、より薄いアルファラメラが形成され、高強度であるが低延性となることがある。毎秒１８℃よりも速く冷却すると、マルテンサイトが形成する。これは延性をさらに減少させ、強度は少し増加する。 As the material traverses the beta transformation of Ti-6Al-4V, there is an optimal cooling rate. Ideally, a cooling rate of 4 to 9 ° C. per second is desirable to achieve optimum ductility while having high strength. Above 9 ° C. per second, thinner alpha lamellae may be formed, which may result in high strength but low ductility. On cooling faster than 18 ° C. per second, martensite forms. This further reduces the ductility and increases the strength slightly.
ベータ変態超での加工 Processing in super beta transformation
２つの試料を、各縮小パスについてベータ変態超で加工した。材料の特性を縮小量と関連して表すことは、圧延の様々なパスによって特性がどのように変化するかを示す。押出し後の圧延プロセスの様々な段階における２つの試料の強度傾向を図１１Ａに示す。図１２Ａの降伏強さ及び極限強さのプロットを見ると、両方の加工条件は強化をもたらすが、より低い歪み速度でのピースでは、有意により高い降伏強さ及び極限強さの改良が示されていることがわかる。試験結果では、幾分かのレベルの組織化も観測されている。図１３Ａ及び１４Ａで見ることができるように、伸びと面積縮小の両方での全体的な減少が全例で観測された。より低速で加工した試料は、より高速で加工したピースよりも有意に低い伸びを示した。再結晶温度超で加工を行うことにより、根本原因がおそらく冷却速度にあることが示唆される。微細構造を調べることにより、観測されたふるまいに対し幾分かの説明が与えられる。 Two samples were processed in excess of beta transformation for each reduction pass. Expressing the properties of the material in relation to the amount of reduction indicates how the properties change with different passes of rolling. The strength trends of the two samples at various stages of the post extrusion extrusion process are shown in FIG. 11A. Looking at the yield strength and ultimate strength plots of FIG. 12A, both processing conditions result in strengthening, but the pieces at lower strain rates show significantly higher yield strength and ultimate strength improvements. Know that Some level of organization has also been observed in the test results. As can be seen in FIGS. 13A and 14A, an overall decrease in both elongation and area reduction was observed in all cases. The slower processed samples showed significantly lower elongation than the faster processed pieces. By working above the recrystallization temperature, it is suggested that the root cause is probably the cooling rate. Examining the fine structure gives some explanation for the observed behavior.
押し出されたままの材料の微細構造は、押出し物からわかることの特徴的なものである。有意に厚めの製品で空冷を標準的に実施すると、冷却速度は毎秒２〜７℃となり、ウィドマンステッテン微細構造からのより高いレベルの延性がもたらされる。押し出された製品でＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ中にマルテンサイトを得るには、典型的には水による急冷を用いる。４パス後の微細構造では、ａ．）より大きな旧ベータ結晶粒、及びｂ．）押出しの一方向性の束に対する、部分的なマルテンサイト構造が示された。いずれの１つの理論にも束縛されるものではないが、これは、放射損失とローラーへの伝導損失の両方による、薄いセクションの急速な冷却の結果でありうる。 The microstructure of the as-extruded material is characteristic of what can be seen from the extrudate. Standard practice of air cooling with significantly thicker products results in a cooling rate of 2-7 ° C. per second, resulting in higher levels of ductility from the Widmanstedten microstructure. A water quench is typically used to obtain martensite in Ti-6Al-4V with the extruded product. In the microstructure after 4 passes, a. ) Larger older beta grains, and b. A partial martensitic structure is shown for the unidirectional bundle of extrusion). While not being bound by any one theory, this may be the result of rapid cooling of the thin section due to both radiation loss and conduction loss to the roller.
伝導冷却効果は、接触時間がより長い、より低速で加工されたピースにおいてなぜその効果がより顕著であるかを説明しうる。延性の損失は航空宇宙構造物で望ましくないが、このことは、より暖かいロール、より高い設定点温度、ロールバイトに至る環境及びそこからの環境の管理の改良によって対処しうる。出口域を加熱すれば、初期冷却中の冷却を遅くして、所望の微細構造を形成することが可能となる。（ベータ変態未満及びベータ変態超での加工工程を）合わせれば、ベータ加工材料の特性の最良の組合せがおそらくもたらされることになる。 The conduction cooling effect may explain why the effect is more pronounced in slower machined pieces with longer contact times. Loss of ductility is undesirable in aerospace structures, but this can be addressed by improving the management of the warmer roll, the higher set point temperatures, the environment leading to the roll bite, and the environment therefrom. Heating the outlet area allows for slower cooling during initial cooling to form the desired microstructure. Together (processing steps below beta transformation and above beta transformation) will probably provide the best combination of properties of beta processed materials.
ベータ変態未満での加工 Processing below beta transformation
ベータ変態未満で加工を施すと、材料に組織が生じうる。組織は材料内に方向性を与えるものであり、主たる１方向での加工により生じる。多量の加工が１方向でなされるストリップの作製では、作製は、より高い冷間加工性を有する合金、例えば市販の高純度グレードのものを使用するか、または熱間加工後及び冷間加工パスの間にベータ焼なましを行って方向性を減少させるか、のいずれかによって可能になる。ストリップの熱間圧延後、焼なましの前では、横方向の延性は測定できず、圧延の縦方向と比較して横方向では脆性のふるまいが観測された。さらに、チタンにおける異方性の存在により、水溶液中での応力腐食割れのしやすさが増加する。 Processing at less than the beta transformation can result in a texture in the material. Tissue provides directionality within the material and results from processing in one major direction. In the production of strips where a large amount of processing is done in one direction, the fabrication uses alloys with higher cold workability, such as commercially available high purity grades, or after hot working and cold working passes It is made possible by either beta annealing to reduce directionality. After hot rolling of the strip and prior to annealing, the ductility in the transverse direction could not be measured and a brittle behavior was observed in the transverse direction compared to the longitudinal direction of the rolling. Furthermore, the presence of anisotropy in titanium increases the susceptibility to stress corrosion cracking in aqueous solution.
予想とは対照的に、ベータ未満で加工したピースを評価すると、材料の強度において異方性はほとんど見られなかった。縦方向及び横方向の降伏特性及び極限特性は、低い歪み速度で加工した場合に特に、非常に強く相関した。図１１Ｂ及び１２Ｂに示されているように、より遅い歪み速度で加工した試料は、より高い温度におけるものより高い強化効果を示し、ベータ変態未満での加工によって作製した材料は、極限強さに関してほぼ等方的であった。機械的試験において示された比較的限定された組織にもかかわらず、縦方向での結晶粒伸びが顕著に生じている（図１３Ｂを参照のこと）。図１１Ａ〜１４Ｂに対応するデータは、以下の表１に示している。
いくつかのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金をストリップ（幅４インチ（１０．２ｃｍ））として押し出した後、様々な圧下量に起因した様々な最終厚さに圧延した。これを以下の表２に示す。試料１は５５％の縮小まで加工し、試料２は６５％の縮小まで加工し、試料３は７５％の縮小まで加工した。押し出されたストリップの最初の厚さは０．３インチ（７．６２ｃｍ）であった。押し出す工程は２２００°Ｆ（１２０４℃）で行った。圧延縮小する工程は１７５０°Ｆ（９５４℃）で行った。軽い焼なまし（応力除去のため）は、試料を空冷させる前に、１４５０°Ｆ（７８８℃）で３０分間行った。次いで最終ストリップの機械的特性を試験した。その結果を以下に示す。 Several Ti-6Al-4V alloys were extruded as strips (4 inches wide (10.2 cm)) and then rolled to different final thicknesses due to different rolling reductions. This is shown in Table 2 below. Sample 1 was processed to a 55% reduction, sample 2 was processed to a 65% reduction, and sample 3 was processed to a 75% reduction. The initial thickness of the extruded strip was 0.3 inches (7.62 cm). The extrusion step was performed at 2200 ° F (1204 ° C). The rolling reduction step was performed at 1750 ° F. (954 ° C.). Light annealing (for stress relief) was performed for 30 minutes at 1450 ° F. (788 ° C.) before air cooling the samples. The mechanical properties of the final strip were then tested. The results are shown below.
強度及び伸び特性は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して測定した。その結果を表２に示す。全ての強度値はｋｓｉ／（ＭＰａ）単位で与えられている。
試料２（相対縮小６５％）について、高温引張特性を６００°Ｆ（３１６℃）にてＡＳＴＭ Ｅ２１に準拠して測定した。その結果を表３に示す。
試料２（相対縮小６５％）において、疲労測定をＡＳＴＭ Ｅ４６６に準拠して行った。その結果を表４に示す。
試料２（相対縮小６５％）において、軸受測定をＡＳＴＭ Ｅ２３８に準拠して行った。その結果を表５に示す。
軸方向での結晶粒伸びが、高い歪み速度と低い歪み速度の例の両方で観測された。垂直断面内で取られ、接線方向で見た微細構造では、旧ベータ結晶粒の縦方向に長くなることが示された。示されているように、押出し物はベータ加工微細構造を有し、一方、押し出され且つ圧延された材料は、ＡＭＳ規格に従ったアルファ−ベータ加工微細構造を有する。 Axial grain growth was observed at both high and low strain rates. The microstructures taken in the vertical cross section and viewed tangentially were shown to elongate in the longitudinal direction of the old beta grains. As shown, the extrudates have a beta processed microstructure, while the extruded and rolled material has an alpha-beta processed microstructure according to the AMS standard.
図１６には、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠し、応力比０．１０、周波数１０Ｈｚ、室温、及び実験室雰囲気空気の試験条件下で行った疲労割れ拡大速度を示している。疲労割れ進展結果は、アルファ−ベータシート製品に関するＡＭＳ規格と一致する。 FIG. 16 shows the fatigue crack spreading rate performed under the test conditions of a stress ratio of 0.10, a frequency of 10 Hz, a room temperature, and a laboratory atmosphere air in accordance with ASTM E647. Fatigue crack growth results are consistent with the AMS standard for alpha-beta sheet products.
本開示の様々な実施形態を詳細に記載したが、これらの実施形態の変更及び改変が当業者に行われることになることは明らかである。しかしながら、このような変更及び改変が本開示の趣旨及び範囲内であることは明白に理解されるべきである。 While the various embodiments of the present disclosure have been described in detail, it is apparent that variations and modifications of these embodiments will occur to those skilled in the art. However, it should be clearly understood that such changes and modifications are within the spirit and scope of the present disclosure.
Claims (20)
ａ． チタン合金の鋳造インゴットまたは展伸ビレットをそのベータ変態点より高い温度に加熱して、加熱されたワークピースをもたらすこと；
ｂ． 前記加熱されたワークピースを前記ベータ変態点超にしながら前記加熱されたワークピースの押出しを開始し、それにより押し出されたニアネットシェイプワークピースを生成すること；
ｃ． 前記押し出されたニアネットシェイプワークピースを前記ベータ変態点よりも低い冷却温度に冷却すること；及び
ｄ． 前記押し出されたニアネットシェイプワークピースを１つ以上の圧延温度において１回以上圧延して、最終形状ワークピースをもたらすこと、を含み、前記圧延温度が前記合金の融解開始温度よりも低く、前記ベータ変態点から６００°Ｆ（３３３℃）以内である、方法。 A method of making a titanium alloy workpiece, the method comprising:
a. Heating the cast ingot or wrought billet of titanium alloy to a temperature above its beta transformation point to provide a heated workpiece;
b. Starting extrusion of the heated workpiece while bringing the heated workpiece above the beta transformation point, thereby producing an extruded near net shape workpiece;
c. Cooling the extruded near net shape workpiece to a cooling temperature below the beta transformation point; and d. Rolling the extruded near-net shape workpiece one or more times at one or more rolling temperatures to yield a final shaped workpiece, the rolling temperature being lower than the melting onset temperature of the alloy, The method, which is within 600 ° F. (333 ° C.) from the beta transformation point.
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