JP2020507683A - Nickel-based alloy - Google Patents
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Abstract
０．５〜２．５質量％のアルミニウム、０．５〜１．５質量％のバナジウム、０．０〜３．０質量％の鉄、０．０〜１．０質量％のクロム、０．０〜３．０質量％のニッケル、１．０〜４．０質量％のモリブデン、０．０〜１．０質量％のケイ素、０．０〜０．２質量％のホウ素、０．０〜０．５質量％のスズ、０．０〜０．５質量％のジルコニウム、０．０〜１．０質量％のニオブ、０．０〜１．０質量％のタンタル、０．０〜０．５質量％のカルシウム、０．０〜０．５質量％の炭素、０．０〜０．５質量％のマンガンから成り、残部はチタン及び不可避的不純物から成り、鉄及びニッケルのうち、一方は少なくとも２．０質量％の量で存在し、他方は１．０質量％以下の量で存在する、チタン基合金組成物。0.5-2.5% by weight of aluminum, 0.5-1.5% by weight of vanadium, 0.0-3.0% by weight of iron, 0.0-1.0% by weight of chromium, 0-3.0 wt% nickel, 1.0-4.0 wt% molybdenum, 0.0-1.0 wt% silicon, 0.0-0.2 wt% boron, 0.0-1.0 wt% 0.5% by weight of tin, 0.0-0.5% by weight of zirconium, 0.0-1.0% by weight of niobium, 0.0-1.0% by weight of tantalum, 0.0-0. 5% by weight of calcium, 0.0-0.5% by weight of carbon, 0.0-0.5% by weight of manganese, the balance consisting of titanium and unavoidable impurities, one of iron and nickel A titanium-based alloy composition which is present in an amount of at least 2.0% by weight and the other is present in an amount of 1.0% by weight or less.
Description
本発明は、現在の合金よりコストが低いシート状金属形成工程における超塑性成形性の向上と、冷間成形性の改善と、のために設計されたチタン基合金組成物に関する。 The present invention relates to a titanium-based alloy composition designed for improved superplastic formability and improved cold formability in a sheet metal forming process that is less costly than current alloys.
超塑性を有し、超塑性成形部品の製造にしばしば用いられる、α＋βチタン合金の典型的な組成物の例を、表１に列挙する。表１は、超塑性成形用途として商業的に用いられるチタン合金の、質量％における公称組成である。 Examples of typical compositions of α + β titanium alloys that are superplastic and are often used in the manufacture of superplastic molded parts are listed in Table 1. Table 1 is the nominal composition in wt% of titanium alloys used commercially for superplastic forming applications.
これらの合金は、温度、流動応力及びひずみ速度に関連して、比較的劣った超塑性及び冷間成形性と、比較的狭い成形性ウィンドウと、を有する。 These alloys have relatively poor superplastic and cold formability and relatively narrow formability windows in relation to temperature, flow stress and strain rate.
本発明は、表１に記載の超塑性合金と比較して同等の超塑性成形性または表１に記載の超塑性合金より優れた超塑性成形性を有する、α＋βＴｉ合金を提供することを目的とする。原材料費が表１に記載の超塑性合金と同等または表１に記載の超塑性合金より低廉であり、機械加工性及び冷間成形性が表１に記載の超塑性合金と同等または表１に記載の超塑性合金より優れていることが好ましい。 An object of the present invention is to provide an α + βTi alloy having superplastic formability equivalent to or superior to the superplastic alloys described in Table 1 compared to the superplastic alloys described in Table 1. I do. Raw material cost is equal to or less expensive than the superplastic alloys described in Table 1, and machinability and cold formability are equivalent to or equal to those of the superplastic alloys described in Table 1. It is preferably superior to the superplastic alloys described.
本発明によれば０．５〜２．５質量％のアルミニウム、０．５〜１．５質量％のバナジウム、０．０〜３．０質量％の鉄、０．０〜１．０質量％のクロム、０．０〜３．０質量％のニッケル、１．０〜４．０質量％のモリブデン、０．０〜１．０質量％のケイ素、０．０〜０．２質量％のホウ素、０．０〜０．５質量％のスズ、０．０〜０．５質量％のジルコニウム、０．０〜１．０質量％のニオブ、０．０〜１．０質量％のタンタル、０．０〜０．５質量％のカルシウム、０．０〜０．５質量％の炭素、０．０〜０．５質量％のマンガンから成り、残部はチタン及び不可避的不純物から成り、鉄及びニッケルのうち、一方は少なくとも２．０質量％の量で存在し、他方は１．０質量％以下の量で存在する、チタン基合金組成物が提供される。この組成物によれば、コスト、密度及び使用温度における最適な機械的性能と、低応力超塑性成形性、低温超塑性成形性及び十分な微細構造安定性と、の間で、良好なバランスが得られる。 According to the invention, 0.5-2.5% by weight of aluminum, 0.5-1.5% by weight of vanadium, 0.0-3.0% by weight of iron, 0.0-1.0% by weight. Chromium, 0.0-3.0 wt% nickel, 1.0-4.0 wt% molybdenum, 0.0-1.0 wt% silicon, 0.0-0.2 wt% boron , 0.0-0.5% by mass of tin, 0.0-0.5% by mass of zirconium, 0.0-1.0% by mass of niobium, 0.0-1.0% by mass of tantalum, 0 0.0-0.5% by weight of calcium, 0.0-0.5% by weight of carbon, 0.0-0.5% by weight of manganese, the balance consisting of titanium and unavoidable impurities, iron and nickel Wherein one is present in an amount of at least 2.0% by weight and the other is present in an amount of 1.0% by weight or less.This composition provides a good balance between optimal mechanical performance at cost, density and operating temperature and low stress superplastic formability, low temperature superplastic formability and sufficient microstructural stability. can get.
一つの実施形態では、チタン基合金は、少なくとも１．０質量％のアルミニウムを備える。これにより、合金密度が低く保たれるとともに、拡散メリット指数が高まって合金の成形性及び強度が高められる。 In one embodiment, the titanium-based alloy comprises at least 1.0 wt% aluminum. This keeps the alloy density low, increases the diffusion merit index, and enhances the formability and strength of the alloy.
一つの実施形態では、チタン基合金組成物は、最大で２．２５％、または２．２５％未満、または２．０％以下のアルミニウムを備える。これは、合金の冷間成形性を向上させ、超塑性成形のための温度をさらに低下させるのに有利である。 In one embodiment, the titanium-based alloy composition comprises up to 2.25%, or less than 2.25%, or no more than 2.0% aluminum. This is advantageous for improving the cold formability of the alloy and further reducing the temperature for superplastic forming.
一つの実施形態では、チタン基合金は、０．５質量％以下の鉄を備える。これは、合金の安定性を向上させて、オメガ相の形成（いわゆる「ベータフレック（beta fleck）」）を回避するのに有利である。 In one embodiment, the titanium-based alloy comprises 0.5% by weight or less of iron. This is advantageous for improving the stability of the alloy and avoiding the formation of the omega phase (so-called "beta fleck").
一つの実施形態では、チタン基合金は、０．５質量％以下のクロム、好ましくは０．４質量％以下のクロムを備える。これは、合金の安定性を向上させて、オメガ相の形成（いわゆる「ベータフレック（beta fleck）」）を回避するのに有利である。 In one embodiment, the titanium-based alloy comprises no more than 0.5 wt% chromium, preferably no more than 0.4 wt% chromium. This is advantageous for improving the stability of the alloy and avoiding the formation of the omega phase (so-called "beta fleck").
一つの実施形態では、チタン基合金組成物は、０．１質量％以上のケイ素、好ましくは０．２質量％以上のケイ素、より好ましくは０．５質量％以上のケイ素を備える。これは、強度及び耐クリープ性を高めるのに有利である。 In one embodiment, the titanium-based alloy composition comprises at least 0.1 wt% silicon, preferably at least 0.2 wt% silicon, more preferably at least 0.5 wt% silicon. This is advantageous for increasing strength and creep resistance.
一つの実施形態では、チタン基合金組成物は、０．０５質量％以上のホウ素、好ましくは０．１質量％以上のホウ素を備える。これは、合金の延性を高めるのに有利である。 In one embodiment, the titanium-based alloy composition comprises at least 0.05 wt% boron, preferably at least 0.1 wt% boron. This is advantageous for increasing the ductility of the alloy.
一つの実施形態では、チタン基合金組成物は、０．２５質量％以上のニッケルを備える。これにより、拡散メリット指数が確実に、より高くなる。 In one embodiment, the titanium-based alloy composition comprises 0.25% by mass or more of nickel. This ensures a higher diffusion merit index.
本明細書における「を備える」との用語は、組成物を１００％として、追加の成分の存在を排斥することでパーセンテージを１００％にしていることを示すために用いられる。特記しない限り、全ての量は質量％である。 The term "comprising" is used herein to indicate that the composition is 100% and the percentage is 100% by excluding the presence of additional components. Unless otherwise indicated, all amounts are% by weight.
本発明について、単なる例示を通じて、添付図面を参照しながら、さらに十分に説明する。 The invention will be more fully described, by way of example only, with reference to the accompanying drawings, in which:
従来、チタン基合金は、経験主義に基づき設計されてきた。したがって、チタン基合金の化学的組成物は、限られた量の材料の小規模処理と、挙動についてのその後の特性分析と、を含む時間のかかる高価な実験開発によって特定されてきた。その後、最良の、すなわちもっとも望ましい特性の組み合わせを示すことを見出された合金組成物が採用される。この組み合わせを達成可能な合金元素群が多数存在することは、これらの合金が完全には最適化されておらず、より改良された合金が存在する可能性が高いことを示している。 Conventionally, titanium-based alloys have been designed on an empirical basis. Thus, the chemical composition of titanium-based alloys has been identified by time-consuming and expensive experimental developments, including small-scale processing of limited amounts of material and subsequent characterization of behavior. Thereafter, an alloy composition that is found to exhibit the best, ie most desirable, combination of properties is employed. The large number of alloying elements that can achieve this combination indicates that these alloys have not been fully optimized and that there are likely to be more improved alloys.
チタン合金においては一般的に、機械的強度を向上させるために、アルミニウム（Ａｌ）がα安定剤として添加される。一方、Ａｌを多量に添加すると、特に切削加工において、冷間加工性が低下する。また、Ａｌを過度に添加すると、安定性の問題が生じる。すなわち、高温での長時間暴露後のα２形成の再配列反応により、延性の低下及び応力腐食が生じる。 Generally, in a titanium alloy, aluminum (Al) is added as an α stabilizer in order to improve mechanical strength. On the other hand, when Al is added in a large amount, the cold workability is reduced particularly in cutting. If Al is excessively added, a problem of stability occurs. That is, the long-time rearrangement of alpha 2 formation after exposure reaction at high temperatures, reduction in ductility and stress corrosion occurs.
一般的に、脆い金属間化合物を形成することなく機械的強度を向上させるために、バナジウム（Ｖ）がβ安定剤として添加される。Ｖにより、β相と共に固溶体が作られる。 Generally, vanadium (V) is added as a beta stabilizer to improve mechanical strength without forming brittle intermetallic compounds. V forms a solid solution with the β phase.
超塑性成形中の流動応力を低減し、ひずみ速度感受性を最大とするために、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）及びクロム（Ｃｒ）が、β安定化元素として添加される。これらの元素は、Ｖの拡散性よりも高い拡散性を有するため、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの拡散性を高めることができる。 Nickel (Ni), cobalt (Co), iron (Fe) and chromium (Cr) are added as beta stabilizing elements to reduce flow stress and maximize strain rate sensitivity during superplastic forming . Since these elements have higher diffusivity than V, the diffusivity of Ti-6Al-4V can be increased.
強度と耐クリープ性を高めるために、少量のシリコン（Si）が添加される。高温では、Siはα相に溶解し、ケイ化物として析出し、上昇（climb）および滑走（glide）からの移動性転位を固定する。ケイ素は、以下に説明する計算の一部ではないが、経験から、最大１．０％だが、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、最も好ましくは少なくとも０．５％のシリコンの添加が、強度と延性の向上に有益であり、したがって本発明の合金に含まれることが示されている。 A small amount of silicon (Si) is added to increase strength and creep resistance. At high temperatures, Si dissolves in the alpha phase and precipitates out as silicides, fixing mobile dislocations from climbs and glides. Although silicon is not part of the calculations described below, experience has shown that up to 1.0%, but preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, and most preferably at least 0.5%. Has been shown to be beneficial in improving strength and ductility and is therefore included in the alloys of the present invention.
少量のホウ素（B）を添加することにより、粒界でのホウ素偏析による以前のβ粒界凝集（prior-β grain-boundary cohesion）の強化により延性が向上する。ホウ素は、以下に説明する計算の一部ではないが、経験から、最大０．２％だが、好ましくは０．１％までに制限して添加することが有益であり、したがって本発明の合金に含まれることが示されている。延性を向上するには、０．０５％以上または０．１％以上の少量のホウ素が有益である。本発明者らは、スズ、ジルコニウム、ニオブ、タンタル、カルシウム、炭素、マンガンなどの他の一般的に使用される合金元素の低レベルの影響をモデル化していなかった。 By adding a small amount of boron (B), ductility is improved by strengthening the prior β-grain-boundary cohesion by boron segregation at the grain boundaries. Although boron is not part of the calculations described below, experience has shown that it is beneficial to add up to 0.2%, but preferably to a limit of 0.1%, and therefore to the alloys of the present invention. It is shown to be included. Small amounts of boron, 0.05% or more or 0.1% or more, are beneficial for improving ductility. The inventors have not modeled the low-level effects of other commonly used alloying elements such as tin, zirconium, niobium, tantalum, calcium, carbon, manganese.
ジルコニウムやスズなどの中性相の元素は、０．５％以下の量で添加できる。これらは、α−β相の比率を変更しない。ZrおよびSnの密度はMoの密度に近いため、密度を課された制約内に収めるために、以下の制約を導入してもよい（Ｚｒ質量％＋Ｓｎ質量％＋Ｍｏ質量％≦４．０質量％）。 Neutral phase elements such as zirconium and tin can be added in amounts of 0.5% or less. They do not change the ratio of the α-β phase. Since the density of Zr and Sn is close to the density of Mo, the following constraint may be introduced to keep the density within the imposed constraints (Zr mass% + Sn mass% + Mo mass% ≦ 4.0 mass%). ).
ニオブとタンタルは、チタン合金において同様の効果があり、それぞれ１％以下の量でβ安定剤として添加することができる。ＮｂおよびＴａは、合金の安定性に影響を与えず、Ｍｏに匹敵する密度および価格を有する。Ｎｂおよび／またはＴａは、Ｍｏの代替物として作用し得る。したがって、好ましくは、ＮｂおよびＴａの量は、以下の方法で制限される：Ｎｂ質量％＋Ｔａ質量％＋Ｍｏ質量％≦４．０質量％。好ましくは、Ｎｂ質量％＋Ｔａ質量％≦１．０質量％。 Niobium and tantalum have the same effect in titanium alloys, and can be added as β stabilizers in amounts of 1% or less, respectively. Nb and Ta do not affect the stability of the alloy and have densities and prices comparable to Mo. Nb and / or Ta can act as a substitute for Mo. Thus, preferably, the amounts of Nb and Ta are limited in the following way: Nb wt% + Ta wt% + Mo wt% ≦ 4.0 wt%. Preferably, Nb mass% + Ta mass% ≦ 1.0 mass%.
マンガンはβ共析安定剤であるため、Ｍｎをさらに添加すると、ＳＰＦ温度が低下するが、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｆｅと同様に不要な相の形成が促進される。Ｃｒと非常に類似した密度とコストを有するため、ＭｎでＣｒの量（最大０．５質量％）を置き換えることができる。したがって、好ましくは、Ｃｒ質量％＋Ｍｎ質量％≦１．０質量％であり、より好ましくは、Ｃｒ質量％＋Ｍｎ質量％≦０．５質量％である。 Since manganese is a β-eutectoid stabilizer, the addition of Mn lowers the SPF temperature, but promotes the formation of an unnecessary phase like Cr, Ni, and Fe. Because it has a density and cost very similar to Cr, Mn can replace the amount of Cr (up to 0.5% by weight). Therefore, it is preferably Cr mass% + Mn mass% ≦ 1.0 mass%, and more preferably Cr mass% + Mn mass% ≦ 0.5 mass%.
カルシウムと炭素はそれぞれ最大０．５％のレベルで存在する可能性があり、このレベルで合金の特性を大きく変えるとは考えられていない。 Calcium and carbon can each be present at levels up to 0.5%, and are not believed to significantly alter the properties of the alloy at this level.
本明細書においては、チタン基合金の新たなグレードの特定に用いられる、モデルに基づく手法を、「合金設計」（ＡＢＤ）法という用語で記載する。この手法には、非常に広範な組成領域に亘って設計関連特性を推定するための計算材料モデルのフレームワークが利用される。原則的に、この合金設計ツールにより、いわゆる逆問題が解決可能となる。すなわち、指定された設計制約を最も満足する、最適な合金組成を特定できる。 In this specification, a model-based approach used to identify new grades of titanium-based alloys is described by the term "alloy design" (ABD) method. This approach utilizes a computational material model framework to estimate design-related properties over a very wide composition range. In principle, this alloy design tool makes it possible to solve the so-called inverse problem. That is, the optimum alloy composition that most satisfies the designated design constraints can be specified.
設計過程の第１ステップは、元素表と、その元素表に付随した組成制限の上限及び下限と、を規定することである。本発明においては、「合金設計領域」と呼ばれる、各元素を添加する際の元素ごとの組成制限が考慮される。この組成制限については、表２に詳述されている。表２に、「合金設計」法を用いて調べた、質量％における合金設計領域を示す。 The first step in the design process is to define the element table and the upper and lower composition limits associated with the element table. In the present invention, a composition limitation for each element when adding each element, which is called an “alloy design area”, is considered. This composition limitation is detailed in Table 2. Table 2 shows the alloy design area in mass%, which was examined using the “alloy design” method.
設計プロセスは、合金設計領域を、完全な合金設計領域をカバーする異なる組成に離散化することを含む。たとえば、他の添加元素の量を一定にしたまま、異なる組成間で特定の各元素の量を０．０１または０．００１変化させる。したがって、合金設計領域内の特定の合金組成の巨大な要素（a huge member）が決定される。各合金組成について、特性が計算される。 The design process involves discretizing the alloy design domain into different compositions that cover the complete alloy design domain. For example, the amount of each specific element is changed by 0.01 or 0.001 between different compositions while keeping the amounts of other additional elements constant. Thus, a huge member of a particular alloy composition within the alloy design area is determined. Properties are calculated for each alloy composition.
第２ステップは、特定の合金組成物の相図及び熱力学的特性を計算するための、熱力学的計算に基づいて行われる。これは、ＣＡＬＰＨＡＤ法（CALculate PHAse Diagram）と呼ばれることが多い。これらの計算は、新たな合金の最適な相構造が見いだされる温度（合金の融点の４０%を超える温度及びα対β相の比が約０．６である温度）について行われる。 The second step is based on thermodynamic calculations to calculate the phase diagram and thermodynamic properties of a particular alloy composition. This is often called the CALPHAD method (CALculate PHAse Diagram). These calculations are performed for the temperature at which the optimal phase structure of the new alloy is found (temperatures above 40% of the melting point of the alloy and at a ratio of α to β phase of about 0.6).
第３段階には、所望の微細構造を有する合金組成物を特定することが含まれる。超塑性を利用することによって最大の成形性を必要とするチタン合金の場合、熱活性化変形が活性である温度でβ相の体積分立が３０〜５０％の間にあるとき、強化領域が見られる。例えば、合金の融解温度の０．４倍である（０．４Ｔ／Ｔｍ）。これは、示差走査熱量測定によって、またはβ相がα相でなくマルテンサイトに変態するように温度から急冷することによって実験的に測定することができ、金属組織学的検査によって観察することができる。 The third step involves identifying an alloy composition having the desired microstructure. In the case of a titanium alloy that requires maximum formability by utilizing superplasticity, when the volume fraction of the β phase is between 30% and 50% at a temperature at which heat-activated deformation is active, a strengthened region is observed. Can be For example, it is 0.4 times the melting temperature of the alloy (0.4 T / Tm). This can be measured experimentally by differential scanning calorimetry or by quenching from temperature such that the β phase transforms to martensite instead of the α phase, and can be observed by metallographic examination. .
不適切な微細構造アーキテクチャに基づく特定の合金組成の排斥は、不安定な沈殿物を形成する感受性の推定からも行われる。現在の計算では、CALPHADモデリングを使用してα２析出物の形成を予測している。さらに、「ベータフレック」と呼ばれる有害な偏析相を形成する合金の感受性は、モリブデンと同等の質量パーセントで計算される。 Exclusion of certain alloy compositions based on improper microstructure architecture is also made from estimates of the susceptibility to form unstable precipitates. The current calculations, predicts the formation of alpha 2 precipitates using CALPHAD modeling. In addition, the susceptibility of the alloy to form a harmful segregation phase called "beta fleck" is calculated in terms of weight percent equivalent to molybdenum.
モデルは、これらの設計基準を満たしていない特定の合金組成をすべて排斥し、クリープ温度（＞０．４Ｔ／Ｔｍ）で３０〜５０％の間のβの体積分率になるように計算された、設計空間内の特定の合金組成のみを維持する。これらの形態の経験は、不安定な偏析相「ベータフレック」を形成する傾向が低いと予想される。 The model was calculated to reject all specific alloy compositions that do not meet these design criteria and to have a volume fraction of β between 30 and 50% at creep temperature (> 0.4 T / Tm). Maintain only a specific alloy composition in the design space. Experience with these forms is expected to have a low tendency to form an unstable segregated phase "beta fleck".
第４段階では、データセット内に残った特定された合金組成物について、メリット指数が推定される。メリットインデックスは、合金の所望の特性を示す式（後述）に従って計算される値である。メリット指数の例には、β拡散メリット指数（平均組成のみに基づく合金の超塑性成形性を表す）、超塑性成形温度メリット指数、密度、コスト、および拡散性が含まれる。 In a fourth step, a merit index is estimated for the identified alloy composition remaining in the data set. The merit index is a value calculated according to an equation (described later) indicating desired properties of the alloy. Examples of merit index include β-diffusion merit index (representing superplastic formability of alloy based solely on average composition), superplastic forming temperature merit index, density, cost, and diffusivity.
上記段階の終了時には、熱力学的要件とすべてのメリットインデックスを満たした合金組成のみが残り、これが最適化された合金組成である。 At the end of the above stage, only the alloy composition that satisfies the thermodynamic requirements and all the merit indexes remains, which is the optimized alloy composition.
最初のメリット指数は、超塑性が最適となる温度、または、微細構造が４０％のβ相と６０％のα相で構成される温度である。提案された設計空間内の各単一組成の４０％β相の温度を決定するために、平衡熱力学計算を実行した。この超塑性成形（ＳＰＦ）温度が低いほど、成形に必要なエネルギーが少なく、損傷が少ない。たとえば、成形温度が低いほど、酸化による損傷が少ない。 The first merit index is the temperature at which superplasticity is optimal, or the temperature at which the microstructure is composed of 40% β phase and 60% α phase. Equilibrium thermodynamic calculations were performed to determine the temperature of the 40% β phase of each single composition in the proposed design space. The lower the superplastic forming (SPF) temperature, the less energy required for forming and the less damage. For example, the lower the molding temperature, the less the damage due to oxidation.
２番目のメリット指数は、β相の拡散性である。これは、超塑性変形を活性化するために必要な応力に強く関連する。βのより速い拡散性は、超塑性チタンの流動応力の減少に直接つながる。これは、拡散性がより速い拡散種によって以下の式のように制御されているため、β−Ｔｉ上のチタンよりもトレーサー拡散性が高い元素（例えば、Fe、Ni、Cr）をわずかな割合で添加することで達成される。 The second merit index is the diffusivity of the β phase. This is strongly related to the stress required to activate the superplastic deformation. The faster diffusivity of β leads directly to a reduction in the flow stress of superplastic titanium. This is due to the fact that elements with higher tracer diffusivity than titanium on β-Ti (eg, Fe, Ni, Cr) have a small This is achieved by adding
ここで、ｘｉは元素ｉの濃度である。Ｄｉは、表３に示すトレーサー拡散性である。形成抵抗メリット指数はこの拡散性に直接関連している。明確にするために、形成抵抗メリット指数は、βチタン上のVの拡散性の関数として記述されている（表３参照）。表３に、８７０℃におけるβ安定化元素の拡散性（Ｄ）を示す。 Here, x i is the concentration of the element i. Di is the tracer diffusivity shown in Table 3. The formation resistance merit index is directly related to this diffusivity. For clarity, the formation resistance merit index is described as a function of the diffusivity of V on beta titanium (see Table 3). Table 3 shows the diffusivity (D) of the β-stabilizing element at 870 ° C.
第３のメリット指数は、密度である。密度ρは、混合物の単純な規則及び５％の補正係数を用いて計算された。これは、より正確な予測を与えることが実際に示されているためである。ここで、ρｉは所与の元素の密度であり、ｘiは合金元素の原子分率である。 The third merit index is density. The density p was calculated using the simple rules of the mixture and a correction factor of 5%. This is because it has actually been shown to give more accurate predictions. Where ρ i is the density of a given element and x i is the atomic fraction of the alloying element.
第４のメリット指数は、コストである。各合金のコストを推定するために、混合物の単純な規則を適用した。ここで、各合金のコストは、合金元素の質量分率ｘiに、合金元素の現在（２０１５）の原材料コストｃｉを掛けたものを用いた。 The fourth merit index is cost. Simple rules of the mixture were applied to estimate the cost of each alloy. Here, the cost of each alloy, the mass fraction x i of alloying elements was used multiplied by the raw material cost c i of the current (2015) of the alloying elements.
この推定は、加工コストがすべての合金において同一であると仮定している。すなわち、製品収率は組成物による影響を受けない。 This estimate assumes that the processing cost is the same for all alloys. That is, the product yield is not affected by the composition.
５番目のメリット指数は、β相の安定性である。「ベータフレック」と呼ばれるω−相の形成を回避するために、非固溶β安定剤の量を最大値以下に抑える必要がある。この合計は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒの質量％の合計として、以下のように明確に定義される。 The fifth merit index is the stability of the β phase. In order to avoid the formation of the ω-phase called “beta fleck”, it is necessary to keep the amount of the insoluble β stabilizer below the maximum value. This sum is clearly defined as the sum of the mass% of Ni, Fe and Cr as follows.
安定指数が３〜３．５の値を超える場合、合金は合金の溶融および凝固時にω偏析相を形成しやすくなる。これは、使用条件下における延性の低下につながる。ただし、この指数は合金の成形抵抗に直接関係し、抵抗が低いほど、安定メリット指数は高くなる。最適な成形性と微細構造安定性のためには、この5番目のメリット指数は２〜３の値の間が最適であると想定される。 If the stability index exceeds a value of 3 to 3.5, the alloy tends to form an ω segregation phase during melting and solidification of the alloy. This leads to a reduction in ductility under use conditions. However, this index is directly related to the forming resistance of the alloy, and the lower the resistance, the higher the stability merit index. For optimal moldability and microstructure stability, it is assumed that this fifth merit index is optimally between 2 and 3.
６番目のメリット指数は、アルミニウム含有量である。これは、合金の機械加工性、強度、安定性に直接関係している。アルミニウムの値が大きい（＞７質量％）と、α相で脆性が発生する。中程度のアルミニウム含有量（３−６質量％）によって強度は良好となるが、機械加工性が困難となる。アルミニウムを含有させないことにより、冷間加工性は大幅に向上するが、強度は大幅に低下する。これにより、アルミニウムの最大含有量は２．５％となった。アルミニウム濃度を２．２５％以下、２．２５％未満、または２．０％以下に下げると、冷間成形性が向上し、超塑性成形の温度をさらに下げるのに役立つ。 The sixth merit index is the aluminum content. This is directly related to the machinability, strength, and stability of the alloy. If the value of aluminum is large (> 7% by mass), brittleness occurs in the α phase. Moderate aluminum content (3-6% by mass) results in good strength but poor machinability. By not including aluminum, the cold workability is greatly improved, but the strength is significantly reduced. Thereby, the maximum content of aluminum became 2.5%. When the aluminum concentration is reduced to 2.25% or less, less than 2.25%, or 2.0% or less, the cold formability is improved and the temperature of superplastic forming is further reduced.
上述のＡＢＤ法を用いて、本発明の合金組成物を特定した。この合金の設計意図は、同等のグレードの合金と同等以上の超塑性成形性、強度、延性の組み合わせを示す新しいチタン合金の組成を特定することであった。合金の密度、コスト、および処理も、新しい合金の設計において考慮されている。合金組成物で作られた熱成形製品は、好ましくは、粒径が10ミクロン未満、より好ましくは6または7ミクロン未満の等軸α−β微細構造を有する。 The alloy composition of the present invention was specified by using the above-mentioned ABD method. The design intent of this alloy was to identify a new titanium alloy composition that exhibited a combination of superplastic formability, strength, and ductility that was equal to or greater than that of an equivalent grade alloy. Alloy density, cost, and processing are also considered in the design of new alloys. Thermoformed articles made of the alloy composition preferably have an equiaxed α-β microstructure with a particle size of less than 10 microns, more preferably less than 6 or 7 microns.
市販の超塑性チタン合金の材料特性を、表４に列挙する。この材料特性は、ＡＢＤ法を用いて求められた。これらの合金について列挙された、予測される特性との関連を踏まえ、新しい合金の設計が検討された。この方法を使用して、さまざまな特性をターゲットとする新しい合金組成を提案した。表５および本発明による公称組成を有するＡＢＤ−ＳＰＴｉ合金の計算された材料特性も示されている。表４は、「合金設計」ソフトウェアによって作成された、計算された相割合及びメリット指数を示している。これは、表１に列挙された、一般的に用いられる４つのＳＰＦＴｉと、表５に列挙された新しい合金ＡＢＤ−ＳＰＴｉの組成と、を用いて計算した結果である。表５は、提案された方法論を用いて得られたチタン合金の組成である。 Table 4 lists the material properties of commercially available superplastic titanium alloys. This material property was determined using the ABD method. New alloy designs were considered in relation to the expected properties listed for these alloys. Using this method, a new alloy composition targeting various properties was proposed. Table 5 and also the calculated material properties of the ABD-SPTi alloy with the nominal composition according to the invention are shown. Table 4 shows the calculated phase fractions and merit index generated by the "alloy design" software. This is the result of a calculation using the four commonly used SPFTis listed in Table 1 and the composition of the new alloy ABD-SPTi listed in Table 5. Table 5 is the composition of the titanium alloy obtained using the proposed methodology.
上記の方法を使用して、本発明の合金組成物を特定した。この合金の設計意図は、比較的低温及び低応力において、良好な冷間成形性かつ超塑性成形を達成することであった。合金のコストは、現在市販されているものと同等またはそれ以下であった。これらの特性は、密度及び安定メリット指数よりも重要である。 Using the methods described above, the alloy compositions of the present invention were identified. The design intent of this alloy was to achieve good cold formability and superplastic forming at relatively low temperatures and low stresses. The cost of the alloy was equal to or less than that currently on the market. These properties are more important than density and stability merit index.
上記の方法を使用して決定された、表１の商業的に使用されている合金の材料特性は、本発明に含まれる合金の特性とともに、表４に列挙されている。これにより、優れた冷間成形性を可能にする少量のアルミニウム、大幅に増加した拡散メリット指数（大幅に低い応力が超塑性成形に必要であることを意味する）、及び、大幅に低下した超塑性成形温度が示される。合金のコストは、市販の合金の大部分よりも低く、少なくとも最も安価な市販の合金に匹敵する。合金の密度は市販の合金の密度よりもわずかに大きく、安定メリット指数も高くなる。 The material properties of the commercially used alloys of Table 1 determined using the above method are listed in Table 4, along with the properties of the alloys included in the present invention. This allows for a small amount of aluminum to allow for excellent cold formability, a significantly increased diffusion merit index (meaning that significantly lower stress is required for superplastic forming), and a significantly reduced ultra The plastic forming temperature is indicated. The cost of the alloy is lower than most of the commercial alloys, at least comparable to the cheapest commercial alloys. The density of the alloy is slightly higher than the density of commercial alloys and the stability merit index is higher.
市販の合金よりもアルミニウムおよびバナジウムの量が少ないため、本発明の合金は、市販の合金よりも強度が低いと予想される場合もある。安定性が低いということは、合金がマルテンサイトを形成しやすいことも意味する。 Because of the lower amounts of aluminum and vanadium than commercially available alloys, the alloys of the present invention may be expected to have lower strength than commercially available alloys. Low stability also means that the alloy is likely to form martensite.
図１は、本発明の合金を設計するプロセスの流れ図である。最初のステップとして、設計領域が定義される。設計領域を表２に示す。次に、設計領域は、多くの異なる個々の合金組成に離散化され、これらの個々の合金組成のそれぞれについて、上記の熱力学計算が実行される。 FIG. 1 is a flow chart of a process for designing the alloy of the present invention. As a first step, a design area is defined. Table 2 shows the design area. Next, the design domain is discretized into a number of different individual alloy compositions, and the thermodynamic calculations described above are performed for each of these individual alloy compositions.
熱力学的計算と計算されたメリット指数に基づいて、インポート設計パラメーターに対する各合金元素の効果をプロットし得る。図２−４は、このようなプロットである。 Based on the thermodynamic calculations and the calculated merit index, the effect of each alloying element on the imported design parameters can be plotted. FIG. 2-4 is such a plot.
図２に、ｘ軸に沿った合金密度及びｙ軸に沿った超塑性成形温度に対する、合金成分の影響を示す。これにより、一般に、合金の密度が増加すると、超塑性成形温度が低下することが示される。 FIG. 2 shows the effect of alloy composition on alloy density along the x-axis and superplastic forming temperature along the y-axis. This indicates that, generally, as the density of the alloy increases, the superplastic forming temperature decreases.
図3に、ｘ軸に沿ったコスト及びｙ軸に沿った超塑性成形温度に対する合金組成の影響をプロットした。これは、コストと超塑性成形温度の間には、密度と超塑性成形温度の間のような強い相関関係がないことを示す。 FIG. 3 plots the effect of alloy composition on cost along the x-axis and superplastic forming temperature along the y-axis. This indicates that there is no strong correlation between cost and superplastic forming temperature as between density and superplastic forming temperature.
図4は、異なる組成において、ｙ軸に沿った超塑性成形温度に対する正規化された拡散性を、ｘ軸に沿って示す。これらの結果で印象的なのは、正規化された拡散性に対するニッケルの強い影響です。 FIG. 4 shows the normalized diffusivity for the superplastic forming temperature along the y-axis along the x-axis for different compositions. Impressive of these results is the strong effect of nickel on normalized diffusivity.
設計プロセスの次の段階は、合金に必要な特性を決定することであった。これを、図5を使用して説明する。図５では、図２−４の影響が、三角形の外側に互いにプロットされている。三角形の内側にプロットされているのは、表1の４つの市販合金の位置と、これらの合金における、コスト、成形性及び密度の観点からの相対的な性能である。また、本発明によって達成される特性のバランス、すなわち、市販の合金と比較した比較的低いコスト、市販の合金と同様の密度、及び市販の合金と比較して優れた成形性もプロットされている。 The next step in the design process was to determine the required properties of the alloy. This will be described with reference to FIG. In FIG. 5, the effects of FIGS. 2-4 are plotted against each other outside the triangle. Plotted inside the triangles are the locations of the four commercial alloys in Table 1 and the relative performance of these alloys in terms of cost, formability and density. Also plotted are the balance of properties achieved by the present invention, i.e., relatively low cost compared to commercial alloys, similar densities to commercial alloys, and superior formability compared to commercial alloys. .
図６−１７は、他の元素の固定量が異なる場合の、ｘ軸に沿ったアルミニウム含有量とｙ軸に沿ったバナジウム含有量の変動を伴う特定のメリット指数の変動を示すプロットである。言及されていない元素は、ゼロパーセントで存在する。 FIG. 6-17 is a plot showing the variation of a specific merit index with the variation of the aluminum content along the x-axis and the vanadium content along the y-axis for different fixed amounts of other elements. Elements not mentioned are present at zero percent.
図６−１７のデータと、表4に示す、既存の市販合金の計算されたメリット指数と、に基づいて、本発明の合金における所望のメリット指数が考案された。これらを図１８に絵で示す。 Based on the data in FIGS. 6-17 and the calculated merit index of existing commercial alloys shown in Table 4, the desired merit index for the alloys of the present invention was devised. These are shown pictorially in FIG.
組成によるメリット指数の最大の変動は、ニッケル含有量による正規化された拡散性の変動である（図４）。可能な限り高い拡散性を達成するためには、他のメリット指数を満たしながら、ニッケルをできるだけ多くすることが必要である。ニッケルの拡散性の強い影響は図４に見ることができ、図１７にも示されている。また、図8からわかるように、ニッケル含有量を増やすと、超塑性成形温度を下げる（図8のグラフにおいて、左から右に行くにつれて超塑性成形温度が低下する）という有益な効果もある。したがって、ニッケルの最小レベルは、好ましくは０．２５％以上に設定される。３．０以下の安定メリット指数の要件を満たすため（式４参照）、拡散メリット指数を劇的に増加させながら、ニッケルの量を３．０％までに制限する。ニッケル含有量は鉄に置き換えてもよい。これにより、正規化された拡散性が低下する代わりに（図１６および１７を参照）、コストと成形温度がさらに有利に減少するが（図１３及び１４、図7および8を参照）、拡散メリット指数は２以上に維持される。 The largest variation in the merit index with composition is the variation in normalized diffusivity with nickel content (FIG. 4). In order to achieve the highest possible diffusivity, it is necessary to have as much nickel as possible while satisfying other merit indices. The strong effect of nickel diffusivity can be seen in FIG. 4 and is also shown in FIG. Also, as can be seen from FIG. 8, increasing the nickel content has the beneficial effect of lowering the superplastic forming temperature (in the graph of FIG. 8, the superplastic forming temperature decreases from left to right). Therefore, the minimum level of nickel is preferably set to 0.25% or more. To meet the requirement of a stability merit index of 3.0 or less (see Equation 4), the amount of nickel is limited to 3.0% while dramatically increasing the diffusion merit index. The nickel content may be replaced by iron. This reduces the normalized diffusivity (see FIGS. 16 and 17), but further advantageously reduces cost and molding temperature (see FIGS. 13 and 14, FIGS. 7 and 8), but also provides a diffusion advantage. The index is kept at 2 or higher.
ニッケルと鉄のうちいずれか一方（両方ではない）が２．０％以上で存在することにより、拡散メリット指数が少なくとも２を満たすことが確実となる。ニッケルと鉄のうちもう一方は、微細構造安定性を維持するために、最大１．０％存在する。３．０以上の正規化された拡散性の最小値を満たすために、ニッケルの望ましい最小レベル（２．０％）が選択される（図17のグラフの中央の列を参照）。 The presence of at least 2.0% of either nickel or iron (but not both) ensures that the diffusion merit index satisfies at least 2. The other of nickel and iron is present at up to 1.0% to maintain microstructural stability. The desired minimum level of nickel (2.0%) is selected to meet the normalized diffusivity minimum of 3.0 or more (see the middle column of the graph in FIG. 17).
ニッケル含有量を３．０％までとすることにより、式４にも存在する鉄とクロムの低レベルを０．０％に設定して、可能な限り安定性を高めることができる。ニッケルの最低レベルの２．０％では、鉄とクロムのいずれかが最大１．０％存在する可能性があり、それにより鉄とクロムの量の上限が設定される。鉄とクロムの両方が存在する場合、それらは０．５％まで存在する可能性があり、それにより鉄とクロムの好ましい上限が設定される。鉄の含有量が最大３．０％の場合、式４にも含まれるニッケルとクロムの低レベルは、可能な限り安定性を高めるために０．０％に設定される。鉄の最低レベルの２．０％では、鉄とクロムのいずれかが最大１．０％存在する可能性があり、それにより鉄とクロムの量の上限が設定される。ニッケルとクロムの両方が存在する場合、それらは最大０．５％存在する可能性があり、それによりニッケルとクロムの好ましい上限が設定される。いずれにせよ、安定性を高めるために、クロムの好ましい上限は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下である。 By setting the nickel content up to 3.0%, the low levels of iron and chromium also present in equation 4 can be set at 0.0% to increase stability as much as possible. At the lowest nickel level of 2.0%, either iron or chromium may be present at a maximum of 1.0%, which sets an upper limit on the amount of iron and chromium. If both iron and chromium are present, they can be present up to 0.5%, which sets a preferred upper limit for iron and chromium. If the iron content is up to 3.0%, the low levels of nickel and chromium, also included in Equation 4, are set to 0.0% to maximize stability as much as possible. At the lowest iron level of 2.0%, either iron or chromium may be present at a maximum of 1.0%, thereby setting an upper limit on the amount of iron and chromium. If both nickel and chromium are present, they can be present up to 0.5%, which sets a preferred upper limit for nickel and chromium. In any case, the preferred upper limit of chromium is 0.5% or less, preferably 0.4% or less in order to enhance stability.
図１０と１１からわかるように、高レベルの鉄とニッケルは一般に、合金の密度に有害である。図９−１１からわかるように、アルミニウムは密度に最も強い影響を与える元素である。したがって、合金には、高レベルの鉄またはニッケルを補うために、できるだけ多くのアルミニウムが含まれている。 As can be seen from FIGS. 10 and 11, high levels of iron and nickel are generally detrimental to alloy density. As can be seen from FIGS. 9-11, aluminum is the element that has the strongest effect on density. Therefore, the alloy contains as much aluminum as possible to supplement high levels of iron or nickel.
しかしながら、アルミニウムは、本発明の合金で最適化されることを目的とする他のほとんどの特性にとって有害である。ニッケルの最大レベルが３．０％の場合、図１１に示すように、アルミニウムの最小量が０．５％であれば、バナジウムの最大量が０．５％、モリブデンの最大量が４．０％（以下で説明）であっても、合金の密度は、4.6 g / cm3未満と大幅に制限される。ニッケルが鉄に置き換えられると、密度が低下する。したがって、アルミニウムの最小レベルは０．５％、好ましくは１．０％に設定される。これにより、密度がさらに低下する。 However, aluminum is detrimental to most other properties that are intended to be optimized in the alloys of the present invention. When the maximum level of nickel is 3.0%, as shown in FIG. 11, if the minimum amount of aluminum is 0.5%, the maximum amount of vanadium is 0.5% and the maximum amount of molybdenum is 4.0. % (Described below), the density of the alloy is severely limited to less than 4.6 g / cm3. When nickel is replaced by iron, the density decreases. Therefore, the minimum level of aluminum is set to 0.5%, preferably 1.0%. This further reduces the density.
モリブデンのレベルを４．０％超に増やすと、有害なことに、合金の密度とコストが増加するため、モリブデンの最大量は４．０％に設定される。ただし、モリブデンのレベルを上げると、安定性を低下させることなく（モリブデンは式４には現れない）、超塑性成形温度を下げるのに役立つ（図8の右側の列を参照）。一方、超塑性成形温度を下げるのに役立つ他の元素は、他の理由で制限されている。たとえば、鉄とクロムは式４によって制限され、バナジウムはコストによって制限される（図１２〜１４を参照）。したがって、（アルミニウムの最大量を２．５％、バナジウムの最小量を０．５％（以下を参照）、及びニッケルの最小量を２．０％（上記）として）超塑性成形温度を実質的に７２５℃より低くするために、モリブデンの最小量を１．０％に設定する。レベルを上げると超塑性成形温度が低下するので、Ｍｏは少なくとも１．５％または２．５％の量で存在することが望ましい。最も好ましくは、安定した微細構造を維持しながら超塑性成形温度をさらに下げるために、Ｍｏは少なくとも２．７５％で存在する。合金のコスト、拡散性、および密度を設計制約内に十分に収めるために、Ｍｏは３．２５％未満の量で存在することが望ましい。 Increasing the level of molybdenum to more than 4.0% adversely increases the density and cost of the alloy, so the maximum amount of molybdenum is set to 4.0%. However, increasing the level of molybdenum helps to reduce the superplastic forming temperature without compromising stability (molybdenum does not appear in Equation 4) (see right column of FIG. 8). On the other hand, other elements that help lower the superplastic forming temperature are limited for other reasons. For example, iron and chromium are limited by Equation 4 and vanadium is limited by cost (see FIGS. 12-14). Accordingly, the superplastic forming temperature (subject to a maximum amount of aluminum of 2.5%, a minimum amount of vanadium of 0.5% (see below), and a minimum amount of nickel of 2.0% (above)) is substantially reduced. Set the minimum amount of molybdenum to 1.0% to be below 725 ° C. Mo is preferably present in an amount of at least 1.5% or 2.5%, since increasing the level will reduce the superplastic forming temperature. Most preferably, Mo is present at least 2.75% to further reduce the superplastic forming temperature while maintaining a stable microstructure. Mo is desirably present in an amount of less than 3.25% so that the cost, diffusivity, and density of the alloy are well within design constraints.
バナジウムは超塑性成形温度を上げるのに有益であるが（図６〜８を参照）、密度への影響に関しては実質的に中立である。バナジウムは、正規化された拡散性に対して有害である（図４および１５〜１９を参照）。ただし、バナジウムが合金のコストに及ぼす影響は、バナジウムの量を１．５％までに制限する最大の要因ということである。バナジウムの量を１．５％までに制限することにより、合金のコストを5300以下に抑えることができる（図１２−１４を参照）。 Vanadium is beneficial in raising the superplastic forming temperature (see FIGS. 6-8), but is substantially neutral with respect to density effects. Vanadium is detrimental to normalized diffusivity (see FIGS. 4 and 15-19). However, the effect of vanadium on the cost of the alloy is the largest factor limiting the amount of vanadium to 1.5%. By limiting the amount of vanadium to 1.5%, the cost of the alloy can be kept below 5300 (see FIGS. 12-14).
安定性（式4）に影響を与えずに、超塑性成形温度を改善する際に、バナジウムの効果から利益を得るために、バナジウムの最低レベルとして少なくとも０．５％が選択される。これは、モリブデンとニッケルが最低レベルで、アルミニウムが最高レベルであっても、実質的に最大７２５℃の超塑性変形温度が達成可能であることを意味する。合金の強度を高め、超塑性温度をさらに下げるために、Vは少なくとも１．０％の量で存在することが望ましい。 A minimum level of vanadium of at least 0.5% is chosen to benefit from the effect of vanadium in improving the superplastic forming temperature without affecting stability (Equation 4). This means that even at the lowest levels of molybdenum and nickel and the highest levels of aluminum, a superplastic deformation temperature of substantially a maximum of 725 ° C. can be achieved. V is desirably present in an amount of at least 1.0% to increase the strength of the alloy and further reduce the superplastic temperature.
アルミニウムは、冷間成形性、超塑性成形温度、および拡散性に悪影響を与えるため、制限されている。アルミニウム含有量を２．５％以下に制限することにより、図18のメリットインデックスを合金範囲の極値で達成できると同時に、市販の表１の合金のいずれよりも低い冷間成形性指数も達成できる。望ましくは、合金強度を提供し、合金の総密度を下げるのを助けるために、少なくとも１．０％の量でAlが存在する。 Aluminum is limited because it adversely affects cold formability, superplastic forming temperature, and diffusivity. By limiting the aluminum content to 2.5% or less, the merit index of FIG. 18 can be achieved at the extremes of the alloy range, while at the same time achieving a lower cold formability index than any of the commercially available alloys in Table 1. it can. Desirably, Al is present in an amount of at least 1.0% to provide alloy strength and help reduce the overall density of the alloy.
これらの考慮事項に基づいて、合金の組成が図19に従って決定される。この表は、０．５〜２．５％のアルミニウムの量が従来の合金よりもはるかに少ないことを示している。これは、表4に示すように、本発明の合金が良好な冷間成形性を有する点に特に現れている。 Based on these considerations, the composition of the alloy is determined according to FIG. The table shows that the amount of aluminum at 0.5-2.5% is much lower than conventional alloys. This is particularly apparent in the fact that the alloy of the present invention has good cold formability, as shown in Table 4.
０．５〜１．５％のバナジウムの量も、表１の市販合金の量よりもはるかに少ない。これにより、合金のコストを低く抑えることができる。 The amount of vanadium at 0.5-1.5% is also much less than the amount of commercial alloys in Table 1. Thus, the cost of the alloy can be kept low.
ニッケルの量が２．０〜３．０％（比較的高い）の場合、鉄とクロムの量も比較的制限される。大量のニッケルは、非常に高い拡散メリット指数と低いＳＰＦ温度の実質的な原因である。良好な合金安定性を提供して脆性挙動のリスクを低減するために、ＮｉおよびＦｅは２．５％未満の量で存在することが望ましい。Ｎｉは、その高い拡散性のためにＦｅよりも好ましいが、コストと密度が主な関心事である場合、Ｆｅを２．０〜２．５質量％の量でＮｉに置き換えることができる。これにより、低いＳＰＦ温度が達成されるが、合金は依然として良好な微細構造安定性を提供する。 If the amount of nickel is 2.0-3.0% (relatively high), the amounts of iron and chromium are also relatively limited. Large amounts of nickel are a substantial source of very high diffusion merit index and low SPF temperature. To provide good alloy stability and reduce the risk of brittle behavior, it is desirable that Ni and Fe be present in amounts less than 2.5%. Ni is preferred over Fe due to its high diffusivity, but if cost and density are of primary concern, Fe can be replaced by Ni in an amount of 2.0-2.5% by weight. This achieves a low SPF temperature, but the alloy still provides good microstructural stability.
モリブデンの許容量と、好ましくより高い最小レベルと、についても、表1の市販の合金と比較して高くなっている。多量のニッケルとモリブデンの組み合わせが、本発明の合金の超塑性成形温度が低い主な原因である。 Molybdenum tolerance and preferably higher minimum levels are also higher compared to the commercial alloys in Table 1. The combination of high amounts of nickel and molybdenum is the main cause of the low superplastic forming temperature of the alloys of the present invention.
ケイ素とホウ素の量は、熱力学的計算から得られるのではなく、強度と耐クリープ性を高め、合金の延性を高めるという知識から添加される。
The amounts of silicon and boron are not obtained from thermodynamic calculations, but are added from the knowledge of increasing strength and creep resistance and increasing the ductility of the alloy.
Claims (18)
A thermoformed product made from the alloy composition according to any one of claims 1 to 17.
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