CN115404422B - 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法 - Google Patents

一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115404422B
CN115404422B CN202210923225.9A CN202210923225A CN115404422B CN 115404422 B CN115404422 B CN 115404422B CN 202210923225 A CN202210923225 A CN 202210923225A CN 115404422 B CN115404422 B CN 115404422B
Authority
CN
China
Prior art keywords
ring
alnb
ring piece
small
deformation
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202210923225.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115404422A (zh
Inventor
王清江
赵子博
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Institute of Metal Research of CAS
Original Assignee
Institute of Metal Research of CAS
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Institute of Metal Research of CAS filed Critical Institute of Metal Research of CAS
Priority to CN202210923225.9A priority Critical patent/CN115404422B/zh
Publication of CN115404422A publication Critical patent/CN115404422A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115404422B publication Critical patent/CN115404422B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/16—Making other particular articles rings, e.g. barrel hoops
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21H—MAKING PARTICULAR METAL OBJECTS BY ROLLING, e.g. SCREWS, WHEELS, RINGS, BARRELS, BALLS
    • B21H1/00—Making articles shaped as bodies of revolution
    • B21H1/06—Making articles shaped as bodies of revolution rings of restricted axial length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/76—Making machine elements elements not mentioned in one of the preceding groups
    • B21K1/761—Making machine elements elements not mentioned in one of the preceding groups rings
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

本发明属于钛及钛合金加工领域，具体公开了一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：1）坯料加热：将Ti2AlNb钛合金棒材加热至Tβ转变温度以上35℃~120℃，热透后保温1~4h出炉；2）成形：棒材出炉后快速转移至压力机上镦粗，然后快速冲孔和整形，最后在环轧机上扩孔至工艺尺寸；3）热处理：环件通过900~1030℃保温后冷却，然后经760~850℃空冷热处理后，得到网篮组织的钛合金环件。本发明适合制备内径在200~450mm之间的小内径环件，制备的环件为网篮组织，且环件沿弦向、径向和轴向的差异较小。

Description

一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法
技术领域
本发明属于钛及钛合金加工领域，具体涉及到一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法。
背景技术
Ti2AlNb合金是一种可用于650~800℃的高温轻质材料，该合金的小内径环件主要用于制备航空、航天发动机静止叶环等部件。该合金作为一种金属间化合物材料，其本征塑形较低，断裂韧性差等问题突出，限制了合金的应用。为了满足航空和航天领域对合金零部件的使用需求，该合金优选β相区成形的网篮组织。但网篮组织的钛合金锻件在制备过程中需要保证β相区的变形量以“破碎”原始β晶界，但对于小内径的环件，环扎过程中的变形量无法满足β环扎过程中的最低变形量的需求。
目前，Ti2AlNb小内径环件多采用可控性强的α+β相区轧制工艺，或者对于小内径环件采用镦饼、机加工掏空方式进行生产。以上成形方式不能充分发挥出该合金的性能优势，且成本较高，基于此，提出本发明。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供了一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，采用该方法制备的高温钛合金环件为网篮组织，且其断裂韧性、蠕变和持久抗力均明显优于双态组织或等轴组织的高温钛合金环件，并且环件沿弦向、径向和轴向的差异较小，适用于制备航空航天用机匣环件。
本发明技术方案如下：
一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：
1）坯料加热：将Ti2AlNb钛合金棒材加热至Tβ转变温度以上35℃~120℃，热透后保温1~4h出炉；
2）成形：棒材出炉后快速转移至压力机上镦粗，然后快速冲孔和整形，最后在环轧机上扩孔至工艺尺寸；
3）热处理：环件通过900~1030℃保温后冷却，然后经760~850℃空冷热处理后，得到网篮组织的钛合金环件。
作为优选的技术方案：
步骤1）所选用的Ti2AlNb钛合金棒材坯料是经过两相区或三相区多火次热变形得到的，坯料的低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中等轴和变形O相的体积分数≥15%。
步骤1）加热前在坯料表面涂覆防降温涂料，以减少坯料变形过程中的温度降低，确保Tβ相变点以上的变形量；或者，在加热完成后可将坯料取出，在坯料表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温30~60min，以减少坯料变形过程中的温度降低，确保Tβ相变点以上的变形量。进一步优选地，轧制成型后环件附带表面的石棉或覆盖厚度在2~10mm的石棉慢冷。
步骤2）中，棒材出炉后在25s内转移至压力机上镦粗，然后在35s内转移至环轧机上进行冲孔。
步骤2）所述棒材的镦粗变形量为35~45%，镦粗速率不大于0.05s-1。
步骤2）镦粗和环轧的总变形量在55~80%，终轧温度不低于合金Tβ相变点以下15℃，环件在Tβ相变点以上的变形量大于总变形量的85%。
步骤3）中环件的热处理制度为：950~990℃下保温1~4h后油冷，或在冷速介于油冷和风冷之间的介质中冷却，然后经760~790℃保温10~25h后空冷。
本发明所述Ti2AlNb小内径环件的内径在200~450mm之间。
采用上述方法制备得到的Ti2AlNb小内径环件，其特征在于：所述环件弦向、轴向和径向室温拉伸强度均不低于1050Mpa，屈服强度均不低于950Mpa，且不同方向抗拉强度、屈服强度的平均差值不高于30Mpa；弦向延伸率不低于10%，面缩不低于13%，轴向和径向的延伸率不低于8%，面缩不低于11%，且不同方向平均延伸率、面缩的差值不高于3%；合金室温R-C方向的断裂韧性为40~50 Mpa·m1/2。
本发明与现有技术相比具有的有益效果是：
1. 本发明制备的钛合金环件采用压缩和环扎两种工艺结合的方式得到网篮组织，适用于制备小内径的环件，且能通过镦粗和环轧变形量的匹配合理优化β锻造的变量，解决了小尺寸环件环轧变形量不足，镦饼制备各向异性强的缺点，制备的环件沿组织均匀、不同方向的性能差异较小。
2. 通过加热温度、变形量和变形速度的组合，使合金B2相晶界发生锯齿化，晶界的“波动幅度”较大，合金塑性和韧性优于传统工艺制备的网篮组织。
锯齿晶界的形成可以通过提高相邻晶粒之间的约束和提高晶界滑移的抗力起到强化材料的作用。因此，与传统双态组织的锻件相比，材料的蠕变、持久抗力大幅提升，与传统工艺制备的网篮组织相比，环件弦向、轴向和径向室温拉伸强度均不低于1050Mpa，屈服强度均不低于950Mpa，且不同方向抗拉强度、屈服强度的平均差值不高于30Mpa；弦向延伸率不低于10%，面缩不低于13%，轴向和径向的延伸率不低于8%，面缩不低于11%，且不同方向平均延伸率、面缩的差值不高于3%；合金室温R-C方向的断裂韧性为40~50 Mpa·m1/2。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的Ti2AlNb环件的高倍组织照片。
图2为本发明实施例2制备的Ti2AlNb环件的高倍组织照片。
图3为本发明实施例3制备的Ti2AlNb环件的高倍组织照片。
图4为本发明对比例1制备的Ti2AlNb环件的高倍组织照片。
图5为本发明对比例2制备的Ti2AlNb环件的金相组织照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步说明。如未特殊说明，所用原材料均选用经过两相区或三相区多火次热变形得到的Ti2AlNb钛合金棒材坯料，坯料的低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中等轴和变形O相的体积分数≥15%。
实施例1：
原材料采用规格为Φ390×250mm的Ti2AlNb钛合金棒材，重量为153kg，金相法检测合金铸锭的Tβ转变温度为1055℃。环件的制备过程如下：
1）坯料加热：利用电阻丝加热炉将Ti2AlNb钛合金棒材加热至1100℃，热透后继续保温2.5h，加热完成后将坯料取出，表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温1h后出炉锻造。
2）成形：棒材出炉后15s内转移至压力机上进行镦粗锻造，镦粗操作为Φ390×250→~Φ430×200→~Ф500×150mm，其中镦粗变形量为39%，镦粗速率为0.03s-1；然后在15s内转移至230吨立式环轧机上进行冲孔，采用规格为Ф140mm的冲头进行冲孔，冲孔至Φ510×Φ140×150mm，转移至Φ800mm环轧机进行扩孔，经环轧机的轧制得到外径为650mm，内径为430mm，高度为150mm的环锻件，环锻件重量约为148kg，轧制变形量为40%，镦粗和环轧的总变形量在79%，总计锻造时间为3min55s，终轧温度为1040℃，其中β相变点以上的变形量约占总变形量的90%。轧制成型后环件附带表面的石棉慢冷。
3）热处理：对得到的环件进行双重热处理，第一重热处理为990℃保温2小时后油冷，第二重热处理为780℃保温24小时后空冷，得到网篮组织的钛合金环件，其高倍组织照片如图1所示。
作为对比例，分别采用传统的两相区环扎（对比例1）和β相区环扎直接方式（对比例2）来说明本发明的有益效果。
其中对比例1的坯料加热温度为1025℃，其他变形过程和热处理制度均与实施例1相同，最终得到双态组织（图4）。
对比例2的冲孔制坯温度和环轧制温度不同，其中冲孔制坯是在两相区制坯，环扎在β单相区完成，制备过程如下：
1）坯料加热：利用电阻丝加热炉将Ti2AlNb钛合金棒材加热至1025℃，热透后继续保温2.5h，加热完成后将坯料取出，表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温1h出炉锻造。
2）冲孔：棒材出炉后15s内转移至压力机上进行镦粗锻造，镦粗操作为Φ390×250→~Φ430×200→~Ф500×150mm，其中镦粗变形量为39%，镦粗速率为0.03s-1；然后在15s内转移至230吨立式环轧机上进行冲孔，采用规格为Ф140mm的冲头进行冲孔，冲孔至Φ510×Φ140×150mm。
3）β环轧：利用电阻丝加热炉将Ti2AlNb钛合金棒材加热至1085℃，热透后继续保温2.5h，加热完成后将坯料取出，表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温1h，出炉转移至Φ800mm环轧机进行扩孔，经环轧机的轧制得到外径~650mm，内径~430mm，高度~150mm的环锻件，轧制变形量为40%，终轧温度为1038℃，轧制成型后环件附带表面的石棉慢冷。
4）热处理：对得到的环件进行双重热处理，第一重热处理为990℃保温2小时后油冷，第二重热处理为780℃保温24小时后空冷。
对比例2得到的组织由于β相区的变形量不足，组织中存在明显的原始β晶界，这将会导致合金塑性的降低。
实施例1、对比例1和对比例2制备的Ti2AlNb钛合金环件，其性能结果见表1，对比例1和实施例1相比，合金的强度和塑性差异不明显，但对比例1的断裂韧性低。对比例2和实施例1相比，合金的塑性相差较多，且不同方向的拉伸数值差异较大。
表1 实施例1中Ti2AlNb环件的室温力学性能
实施例2：
原材料采用规格为Φ400×220mm的Ti2AlNb钛合金棒材，重量为146kg，金相法检测合金铸锭的Tβ转变温度为1055℃。环件的制备过程如下：
1）坯料加热：利用电阻丝加热炉将Ti2AlNb钛合金棒材加热至1130℃，热透后继续保温3.5h，加热完成后将坯料取出，表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温0.5h后出炉锻造。
2）成形：将规格为Φ400×220mm的Ti2AlNb棒材出炉后15s内转移至压力机上进行镦粗锻造，镦粗操作为Φ400×220→~Φ450×170→ ~Ф530×125mm，其中镦粗变形量为43%，镦粗速率为0.04s-1；然后在15s内转移至230吨立式环轧机上进行冲孔，采用规格为Ф230mm的冲头进行冲孔，冲孔至Φ560×Φ230×125mm，转移至Φ800mm环轧机进行扩孔，经环轧机的轧制得到外径为680mm，内径为450mm，高度为125mm的环锻件，环锻件重量约为135kg，轧制变形量为30%，镦粗和环轧的总变形量在73%，总计锻造时间为3min45s，终轧温度为1053℃，其中β相变点以上的变形量约占总变形量的95%。轧制成型后环件附带表面的石棉慢冷。
3）热处理：对得到的环件进行双重热处理，第一重热处理为950℃保温2小时后油冷，第二重热处理为770℃保温24小时后空冷，得到网篮组织的钛合金环件。
经实施例2制备的Ti2AlNb钛合金环件，其高倍组织照片如图2所示，性能结果如表2所示：
表2 实施例2中Ti2AlNb环件的力学性能
实施例3：
原材料采用规格为Φ450×180mm的Ti2AlNb钛合金棒材，重量为154kg，金相法检测合金铸锭的Tβ转变温度为1055℃。环件的制备过程如下：
1）坯料加热：利用电阻丝加热炉将Ti2AlNb钛合金棒材加热至1150℃，热透后继续保温3h，加热完成后将坯料取出，表面包覆带有玻璃粘结剂的石棉后再回炉保温1h后出炉锻造。
2）成形：将规格为Φ450×180mm的Ti2AlNb棒材出炉后14s内转移至压力机上进行镦粗锻造，镦粗操作为Φ450×180→~Φ510×140→~Ф610×100mm，其中镦粗变形量为45%，镦粗速率为0.02s-1；然后在14s内转移至230吨立式环轧机上进行冲孔，采用规格为Ф220mm的冲头进行冲孔，冲孔至Φ630×Φ220×100mm，转移至Φ800mm环轧机进行扩孔，经环轧机的轧制得到外径为720mm，内径为410mm，高度为100mm的环锻件，环锻件重量约为146kg，轧制变形量为25%，镦粗和环轧的总变形量在70%，其中β相变点以上的变形量约占总变形量的90%，总计锻造时间为3min52s，终轧温度为1032℃，轧制成型后环件附带表面的石棉慢冷。
3）热处理：对得到的环件进行双重热处理，第一重热处理为950℃保温2小时后油冷，第二重热处理为760℃保温24小时后空冷，得到网篮组织的钛合金环件。
经实施例3制备的Ti2AlNb钛合金环件，其高倍组织照片如图3所示，性能结果如表3所示：
表3 实施例3中Ti2AlNb环件的力学性能
本发明未尽事宜为公知技术。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (6)

1.一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：
1)坯料加热：将Ti2AlNb钛合金棒材加热至Tβ转变温度以上35℃～120℃，热透后保温1～4h出炉；
2)成形：棒材出炉后快速转移至压力机上镦粗，然后快速冲孔和整形，最后在环轧机上扩孔至工艺尺寸；所述棒材的镦粗变形量为35～45％，镦粗速率不大于0.05s-1；镦粗和环轧的总变形量在55～80％，终轧温度不低于合金Tβ相变点以下15℃，环件在Tβ相变点以上的变形量大于总变形量的85％；
3)热处理：环件通过900～1030℃保温后冷却，然后经760～850℃空冷热处理后，得到网篮组织的钛合金环件。
2.按照权利要求1所述高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于：步骤1)所选用的Ti2AlNb钛合金棒材坯料是经过两相区或三相区多火次热变形得到的，坯料的低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中等轴和变形O相的体积分数≥15％。
3.按照权利要求1所述高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于：步骤2)中，棒材出炉后在25s内转移至压力机上镦粗，然后在35s内转移至环轧机上进行冲孔。
4.按照权利要求1所述高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于，步骤3)中环件的热处理制度为：950～990℃下保温1～4h后油冷，或在冷速介于油冷和风冷之间的介质中冷却，然后经760～790℃保温10～25h后空冷。
5.按照权利要求1所述高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法，其特征在于：所述环件的内径在200～450mm之间。
6.一种采用权利要求1所述方法制备得到的Ti2AlNb小内径环件，其特征在于：所述环件弦向、轴向和径向室温拉伸强度均不低于1050Mpa，屈服强度均不低于950Mpa，且不同方向抗拉强度、屈服强度的平均差值不高于30Mpa；弦向延伸率不低于10％，面缩不低于13％，轴向和径向的延伸率不低于8％，面缩不低于11％，且不同方向平均延伸率、面缩的差值不高于3％；合金室温R-C方向的断裂韧性为40～50Mpa·m1/2。
CN202210923225.9A 2022-08-02 2022-08-02 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法 Active CN115404422B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210923225.9A CN115404422B (zh) 2022-08-02 2022-08-02 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210923225.9A CN115404422B (zh) 2022-08-02 2022-08-02 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115404422A CN115404422A (zh) 2022-11-29
CN115404422B true CN115404422B (zh) 2023-05-12

Family

ID=84159463

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210923225.9A Active CN115404422B (zh) 2022-08-02 2022-08-02 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115404422B (zh)

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5032357A (en) * 1989-03-20 1991-07-16 General Electric Company Tri-titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium
CN104139139B (zh) * 2014-06-30 2016-08-17 贵州安大航空锻造有限责任公司 Ti2AlNb基合金机匣环件的轧制成形及热处理方法
CN106583611A (zh) * 2016-12-01 2017-04-26 贵州安大航空锻造有限责任公司 低应力tc4钛合金环件制造方法
CN111318581B (zh) * 2020-03-19 2021-12-10 中国科学院金属研究所 一种网篮组织钛合金大规格环件的制造方法
CN112207220B (zh) * 2020-08-28 2021-07-02 中国科学院金属研究所 一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺
CN111926274B (zh) * 2020-09-03 2021-07-20 豪梅特航空机件(苏州)有限公司 一种提高ti6242钛合金抗蠕变性能的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN115404422A (zh) 2022-11-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111318581B (zh) 一种网篮组织钛合金大规格环件的制造方法
CN110205571B (zh) 一种tc18钛合金大尺寸棒材的制备方法
CN101294264A (zh) 一种转子叶片用α+β型钛合金棒材制造工艺
CN109252061B (zh) 一种高温、高热稳定性、高断裂韧性钛合金棒材的制备方法
CN113430403B (zh) 一种预时效制备高强韧稀土镁合金的方法
CN115446233A (zh) 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb大尺寸环件的制造方法
CN109536803B (zh) 一种高延展性低稀土镁合金板材及其制备方法
CN103361586A (zh) 一种提高tc4-dt钛合金板材强韧性的加工方法
CN107350405A (zh) Ta19钛合金大规格棒材的自由锻造方法
CN112828222A (zh) 一种多组元钛合金锻件的制备方法
CN111593278B (zh) 一种TiAl合金近等温锻造方法
CN105177385B (zh) 一种Nb‑Si‑Ti‑W‑Hf复合材料及其制备方法
CN111218587B (zh) 一种铝基复合材料及其制备方法
CN116140515A (zh) 一种ta15钛合金大规格平板锻坯的制备方法
CN113182476B (zh) 一种高强tc11钛合金锻件的制备方法
CN110976512A (zh) 一种tc4钛合金丝材冷轧方法
CN115404422B (zh) 一种高断裂韧性、低各向异性Ti2AlNb小内径环件的制造方法
CN108754371B (zh) 一种细化近α高温钛合金晶粒的制备方法
GB2467312A (en) An alpha-titanium alloy comprising aluminium, oxygen and carbon
CN113118349B (zh) 一种Ti6242钛合金大厚度饼坯的制备方法
CN115178598A (zh) 一种提高钛合金轧棒高温拉伸强度的热加工方法
CN111744984A (zh) 一种钽合金、铌合金管坯的制备方法
CN114774817B (zh) 一种Ti6246合金铸件的热处理工艺
CN115261671B (zh) 一种热强性高温钛合金及其热加工方法
CN116618562A (zh) Ti55531钛合金大规格方坯自由锻造制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant