JP2009515047A - Cold workable titanium alloy - Google Patents
Cold workable titanium alloy Download PDFInfo
- Publication number
- JP2009515047A JP2009515047A JP2008539310A JP2008539310A JP2009515047A JP 2009515047 A JP2009515047 A JP 2009515047A JP 2008539310 A JP2008539310 A JP 2008539310A JP 2008539310 A JP2008539310 A JP 2008539310A JP 2009515047 A JP2009515047 A JP 2009515047A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium alloy
- heat treatment
- treatment method
- annealing temperature
- weight
- 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.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
本発明は、チタン合金製の半製品を、安価な冷間加工法で製造することを可能とする。本発明の目的は、アルミニウムを約２〜４.０重量％、バナジウムを約４〜５.５重量％、モリブデンを約４.５〜６.０重量％含み、ジルコニウムを約０.５〜１.５重量％、錫を約０.５〜１.５重量％更に含むα＋β型チタン合金によって達成され、半製品の冷間加工性と同時に十分な強度を得ることができる。本発明は、上記α＋β型チタン合金を、変態点(β変態点)マイナス１６０〜２３０℃の低い焼きなまし温度で焼きなましした後、常温まで冷却して、このチタン合金の冷間加工性を得る。上記チタン合金は、変態点(β変態点)マイナス５０〜１００℃の高い焼きなまし温度で予め焼きなましするのが好ましい。 The present invention makes it possible to manufacture a semi-finished product made of a titanium alloy by an inexpensive cold working method. It is an object of the present invention to contain about 2 to 4.0 weight percent aluminum, about 4 to 5.5 weight percent vanadium, about 4.5 to 6.0 weight percent molybdenum, and about 0.5 to 1 zirconium. It is achieved by an α + β type titanium alloy further containing 0.5% by weight and about 0.5 to 1.5% by weight of tin, and sufficient strength can be obtained simultaneously with the cold workability of the semi-finished product. In the present invention, the α + β-type titanium alloy is annealed at a low annealing temperature (transformation point (β transformation point) minus 160 to 230 ° C.) and then cooled to room temperature to obtain cold workability of the titanium alloy. The titanium alloy is preferably pre-annealed at a high annealing temperature (transformation point (β transformation point) minus 50 to 100 ° C.).
Description
本発明は、冷間加工可能なα＋β型チタン合金と、冷間加工可能なα＋β型チタン合金を製造するための熱処理方法とに関する。本発明は、さらに上記熱処理されたα＋β型チタン合金を、チタン合金製構造部材を冷間加工によって製造するために用いる方法に関する。 The present invention relates to a cold workable α + β type titanium alloy and a heat treatment method for producing a cold workable α + β type titanium alloy. The present invention further relates to a method of using the heat-treated α + β type titanium alloy for producing a titanium alloy structural member by cold working.
チタン合金製構造部材の使用は、様々な技術分野で益々魅力的になっている。この魅力の理由は、特にチタン合金が、比重が小さいと同時に高強度であり、腐食感受性が小さいことにある。 The use of titanium alloy structural members is becoming increasingly attractive in various technical fields. The reason for this attraction is that titanium alloys, in particular, have a low specific gravity and at the same time high strength and low corrosion sensitivity.
チタン合金は基本的に、常温時の構成相に応じていわゆるα型、α＋β型、β型の各チタン合金に分類される。純粋なチタンは、常温ではα相（六方晶構造）で存在し、約８９０℃（β変態点）で、体心立方晶のβ相に変態する。チタン合金の変態温度は、合金含有物の種類と量に影響されるだけでなく、チタン合金の機械的、化学的、または熱による前処理にも影響される。 Titanium alloys are basically classified into so-called α-type, α + β-type, and β-type titanium alloys according to the constituent phases at room temperature. Pure titanium exists in an α phase (hexagonal crystal structure) at room temperature, and transforms into a body-centered cubic β phase at about 890 ° C. (β transformation point). The transformation temperature of the titanium alloy is not only influenced by the type and amount of the alloy inclusions, but also by the mechanical, chemical or thermal pretreatment of the titanium alloy.
特定の合金元素の添加によって、α相をより広い温度領域にわたって安定化することができる（β変態点の上昇）。他の合金元素を添加すると、β相が生成され、安定化される（β変態点の降下）。従って、これらの合金元素は、いわゆるα安定化元素と、β安定化元素とに分けることができる。技術的に用いられるα安定化元素は、例えば酸素、窒素、炭素またはアルミニウムである。今日技術的に用いられるβ安定化元素は、例えば水素、バナジウム、モリブデン、鉄、クロム、銅、パラジウムまたはケイ素である。 By adding a specific alloy element, the α phase can be stabilized over a wider temperature range (increase in β transformation point). When other alloy elements are added, a β phase is generated and stabilized (decrease in β transformation point). Therefore, these alloy elements can be divided into so-called α-stabilizing elements and β-stabilizing elements. Technically used α-stabilizing elements are, for example, oxygen, nitrogen, carbon or aluminum. The β-stabilizing elements used technically today are, for example, hydrogen, vanadium, molybdenum, iron, chromium, copper, palladium or silicon.
α相を多く含む合金は、β相を多く含む合金よりも、強度が通常減少する。β相を多く含むチタン合金の比重は、α相を多く含むチタン合金の比重よりも、通常大きくなる。βチタンの立方格子は滑り面の個数が多いため、β相はα相よりも冷間加工性がよくなる。技術的に用いられる合金は、通常１つの妥協点として、α安定化元素とβ安定化元素の適切な混和によってα相とβ相の割合を調整して、例えば構造部材に所望の製造特性、強度値および腐食耐性が得られるようしている。 Alloys rich in α-phase usually have lower strength than alloys rich in β-phase. The specific gravity of a titanium alloy containing a large amount of β phase is usually larger than the specific gravity of a titanium alloy containing a large amount of α phase. Since the cubic lattice of β titanium has a large number of sliding surfaces, the β phase has better cold workability than the α phase. Alloys used technically usually have one compromise: adjusting the proportions of α and β phases by appropriate mixing of α and β stabilizing elements, for example, the desired production characteristics for structural members, Strength values and corrosion resistance are obtained.
チタン合金で構造部材を製造する際の未解決の問題は、他の金属素材またはプラスチックと比較して、利用できる製造方法の多様性に欠けることである。チタン合金は、通常、溶接や熱間加工に多大の費用がかかる。それだけでなく、技術的に使用できるチタン合金は、極めて狭い範囲でしか冷間加工ができない。冷間加工できるとは、その成形の際に強度の著しい低下や割れを生じることなく、その材料を常温で成形できることをいう。 An unresolved problem in manufacturing structural members from titanium alloys is the lack of variety of available manufacturing methods compared to other metal materials or plastics. Titanium alloys are usually very expensive for welding and hot working. In addition, technically usable titanium alloys can only be cold worked in a very narrow range. “Cold workable” means that the material can be molded at room temperature without causing a significant drop in strength or cracking during the molding.
溶接加工、熱間加工および冷間加工は、更に、こうして製造された構造部材の強度に大きな影響を与えるので、高い応力がかかる構造部材、または安全に関わる箇所にある構造部材は、このような方法に限定されてのみ加工される。従って、チタン構造部材を製造する際には、広範囲でコストのかかる切削加工による製造に頼らざるを得ない。従って、今日、チタン合金製構造部材は、例えば航空、特に軍事上の航空分野および医療分野などの殆ど高価な製品だけに用途が限られる。 Welding, hot working and cold working also have a significant effect on the strength of the structural member thus produced, so structural members that are subject to high stress or that are in safety-related locations are It is processed only by the method. Accordingly, when manufacturing a titanium structural member, it is necessary to rely on manufacturing by a wide and costly cutting process. Thus, today, titanium alloy structural members are limited to almost expensive products such as aviation, especially military aviation and medical fields.
ロシア国特許ＲＵ２２１１８７３公報によれば、次のようなチタン合金が公知である。即ち、このチタン合金は、アルミニウムを１.５〜３.０重量％（以下すべての％表示は、重量％の表示である）、モリブデンを４.５〜８.０％、バナジウムを１.０〜３.５％、鉄を１.５〜３.８％含む。この合金は、比較的安価な合金元素をベースに製造されていて、熱処理後、強度と延性の特定の比に到達し、いくつかの種類の固定用部材やばねの製造に用いることができる。この合金の主たる欠点は、これらの特性を得るに必要な熱処理が高価なことである。 According to the Russian patent RU22111873, the following titanium alloys are known. That is, this titanium alloy contains 1.5 to 3.0% by weight of aluminum (all percentages are expressed in terms of weight%), 4.5 to 8.0% of molybdenum, and 1.0 of vanadium. -3.5% and iron containing 1.5-3.8%. This alloy is manufactured on the basis of a relatively inexpensive alloy element, reaches a specific ratio of strength and ductility after heat treatment, and can be used to manufacture several types of fixing members and springs. The main drawback of this alloy is that the heat treatment necessary to obtain these properties is expensive.
ロシア国特許ＲＵ１５８４４０８公報によれば、次のようなチタン合金が公知である。すなわちこのチタン合金は、アルミニウムを１.２〜３.８％、モリブデンを５.１〜６.５％、バナジウムを４.０〜６.５％、ケイ素を０.０１〜０.０５％、水素を０.００５〜０.０１５％含む。この合金は、多段階の成形中に延性が上昇し、リベットの製造に用いられる。しかし、この合金は、高い応力がかかる構造部材のためには強度特性が不十分である。 According to Russian Patent RU1584408, the following titanium alloys are known. That is, this titanium alloy has 1.2 to 3.8% aluminum, 5.1 to 6.5% molybdenum, 4.0 to 6.5% vanadium, 0.01 to 0.05% silicon, Contains 0.005 to 0.015% hydrogen. This alloy has increased ductility during multi-stage forming and is used in the manufacture of rivets. However, this alloy has insufficient strength characteristics for a structural member subjected to high stress.
米国特許ＵＳ４,８４２,６５２公報によれば、α＋β型チタン合金（Ｔｉ−６４２６）を熱処理する次のような方法が公知である。即ち、β変態点より高い温度による熱間鍛造、β変態点より下であるがβ変態点マイナス５０℃までの領域で１〜４時間にわたる鍛造合金の固溶化処理、常温の水冷または温度１００〜１４００°Ｆ（２０４〜７６０℃）の塩浴への移送、および温度１１００〜１２００°Ｆ（５９３〜６５０℃）で２〜１６時間の焼きもどし（析出処理）からなる方法である。このような熱処理は、α＋β型チタン合金の破壊強度および低い振動強度の向上を可能にするが、同時に、常温における塑性加工性を失わせる。 According to US Pat. No. 4,842,652, the following method for heat treating an α + β type titanium alloy (Ti-6426) is known. That is, hot forging at a temperature higher than the β transformation point, solution treatment of the forged alloy for 1 to 4 hours in the region below the β transformation point but below the β transformation point minus 50 ° C., water cooling at room temperature, or a temperature of 100 to It is a method comprising transfer to a salt bath at 1400 ° F. (204 to 760 ° C.) and tempering (precipitation treatment) at a temperature of 1100 to 1200 ° F. (593 to 650 ° C.) for 2 to 16 hours. Such heat treatment makes it possible to improve the fracture strength and low vibration strength of the α + β type titanium alloy, but at the same time, loses the plastic workability at room temperature.
最後に、米国特許ＵＳ５,６７９,１８３公報によれば、α＋β型チタン合金を熱処理する次のような方法が公知である。即ち、この方法は、α＋β相領域で加工度３０％以上の熱間加工を行い、続いてβ変態点マイナス５５〜１０℃の温度領域で６０分間加工し、空冷し、この空冷されたチタン合金を、続いてβ変態点マイナス２５０〜１２０℃の温度領域で６０分間熱処理し、空冷する。熱処理のこのような方法は、延性を目立って悪化させることなく、破壊強度を上昇させることができる。しかし、合金の延性は、この合金を常温で通常の製品形状に加工できる程十分ではない。 Finally, according to US Pat. No. 5,679,183, the following method for heat treating an α + β type titanium alloy is known. That is, in this method, hot working with a working degree of 30% or more is performed in the α + β phase region, followed by processing for 60 minutes in the temperature region of the β transformation point minus 55 to 10 ° C., air cooling, and this air cooled titanium alloy. Subsequently, heat treatment is performed for 60 minutes in the temperature range of β transformation point minus 250 to 120 ° C. and air cooling. Such a method of heat treatment can increase the fracture strength without noticeably worsening the ductility. However, the ductility of the alloy is not sufficient to allow the alloy to be processed into a normal product shape at room temperature.
しかし、冒頭に挙げたような特に有利なチタン合金の特性に鑑みれば、チタン合金製構造部材の他の多くの技術分野への適用、特に有利な製造技術を必要とする大量生産製品の分野への適用は、関心をそそるものであろう。 However, in view of the characteristics of the particularly advantageous titanium alloy as mentioned at the beginning, the application of titanium alloy structural members to many other technical fields, especially to the field of mass-produced products that require advantageous manufacturing techniques. The application of would be intriguing.
従って、本発明の課題は、安価に加工できるチタン合金と、このチタン合金の安価な加工方法を提供することにある。 Therefore, the subject of this invention is providing the titanium alloy which can be processed cheaply, and the cheap processing method of this titanium alloy.
この課題は、次のようなチタン合金によって解決される。即ち、このチタン合金は、アルミニウムを約２〜４.０重量％、バナジウムを約４〜５.５重量％、モリブデンを約４.０〜６.０重量％、ジルコニウムを約０.５〜１.５重量％、錫を約０.５〜１.５重量％含有する。 This problem is solved by the following titanium alloy. That is, the titanium alloy has about 2 to 4.0% by weight of aluminum, about 4 to 5.5% by weight of vanadium, about 4.0 to 6.0% by weight of molybdenum, and about 0.5 to 1 of zirconium. 0.5% by weight and about 0.5 to 1.5% by weight of tin.
本発明によるこのチタン合金は、１つには、前もって特別な熱処理を行わずに、即ち例えば熱間圧延による半製品製造後に直接、冷間加工によって加工するのに適している。しかし、これにとどまらず、上記冷間加工可能なα＋β型チタン合金は、より高い冷間加工度と冷間加工された構造部材の高い強度を同時に得たい場合、本発明による下記の熱処理法を用いるのに適している。この種の合金化を行ったα＋β型チタン合金と、本発明による熱処理方法との組み合わせからは、冷間加工性と製造された構造部材の強度の点で、特に良好な結果が得られる。 This titanium alloy according to the invention is suitable, in part, for processing by cold working without any special heat treatment in advance, ie directly after semi-finished product production, for example by hot rolling. However, the α + β-type titanium alloy that can be cold-worked is not limited to this, and the following heat treatment method according to the present invention can be used to obtain a higher cold workability and higher strength of the cold-worked structural member at the same time. Suitable for use. The combination of the α + β type titanium alloy subjected to this kind of alloying and the heat treatment method according to the present invention gives particularly good results in terms of cold workability and strength of the manufactured structural member.
上記重量割合で上記合金元素を合金化することにより、半製品の冷間加工性と製品の強度に特に有利な常温時のα＋β型混相組織が、特にこの合金が本発明による熱処理方法で処理される場合に得られる。錫とジルコニウムは、中性の置換型合金元素であって、その添加は効果的な固溶強化を生じる。錫およびジルコニウムの含有量が０.５％以下であれば、合金強化を生じない。合金中の錫およびジルコニウムの最適な含有量は、重量で０.５〜１.５％である。このような濃度は、α相とβ相の固溶強化によって合金強度を高くするが、合金の延性は殆ど変化しない。錫とジルコニウムの含有量が、１.５重量％より明確に高くなると、合金の延性が悪化する。 By alloying the above alloy elements at the above weight ratios, an α + β type mixed phase structure at normal temperature, which is particularly advantageous for the cold workability of the semi-finished product and the strength of the product, especially this alloy is treated by the heat treatment method according to the present invention. Obtained when. Tin and zirconium are neutral substitutional alloy elements, and their addition causes effective solid solution strengthening. If the content of tin and zirconium is 0.5% or less, alloy strengthening does not occur. The optimum content of tin and zirconium in the alloy is 0.5 to 1.5% by weight. Such a concentration increases the strength of the alloy by solid solution strengthening of the α phase and the β phase, but the ductility of the alloy hardly changes. If the tin and zirconium contents are clearly higher than 1.5% by weight, the ductility of the alloy deteriorates.
そのほか、チタン合金が酸素を約０.１〜０.４重量％含むと有利であることが判った。この合金元素の添加は、熱処理されたチタン合金の冷間加工性と強度を得るために有利であることが実証された。酸素は、強いα安定作用を持つ元素である。合金中の酸素含有量が増加すると、α相割合が増加し、また侵入型固溶体が形成されるので著しい加工硬化が生じる。合金中の最適な酸素含有量は、０.１〜０.４重量％である。このような酸素含有量は、α相割合（約３〜５％）に大きな変化を生じないが、合金の強度と全体的な強度レベルの向上が得られ、延性が低下することは殆どない。 In addition, it has been found advantageous if the titanium alloy contains about 0.1 to 0.4 weight percent oxygen. This addition of alloying elements has proved advantageous to obtain the cold workability and strength of the heat treated titanium alloy. Oxygen is an element having a strong α-stabilizing action. As the oxygen content in the alloy increases, the alpha phase proportion increases and an interstitial solid solution is formed resulting in significant work hardening. The optimum oxygen content in the alloy is 0.1 to 0.4% by weight. Such oxygen content does not cause a large change in the α phase ratio (about 3 to 5%), but an improvement in the strength and overall strength level of the alloy is obtained, and the ductility is hardly reduced.
本発明の課題は、冒頭に述べた熱処理方法であって下記のステップを含む方法により解決する。
１． 低い焼きなまし温度、即ち変態点（β変態点）マイナス１６０〜２３０℃の温度範囲で、チタン合金を焼きなます。
２． チタン合金を常温まで冷却する。
The object of the present invention is solved by the heat treatment method described at the beginning and including the following steps.
1. The titanium alloy is annealed at a low annealing temperature, that is, at a transformation point (β transformation point) minus 160 to 230 ° C.
2. Cool the titanium alloy to room temperature.
本発明は次のような認識に基づく。即ち、米国特許ＵＳ５,６７９,１８３公報から公知の合金類は、熱処理によって既存のα粒子が増加せず、微細層状形態を持つ新たな粒子を生じるという認識である。このような方法で形成された２相性組織は、特記すべき破壊強度を持つが、延性が著しく減少するという犠牲をともなう。次に、β変態点マイナス２５０〜１２０℃という温度領域で加熱すれば、分布した析出が拡大し、延性の上昇が得られる。しかし、組織は、少量のβ相と、異なる形態（幾何学的に均一で層状）のα相の粒子からなるので、２相性のままである。このような組織は、常温で延性を提供する出発点にはならない。 The present invention is based on the following recognition. That is, the alloys known from US Pat. No. 5,679,183 recognize that heat treatment does not increase the existing α particles, but produces new particles with a fine layered morphology. The biphasic structure formed by such a method has a notable fracture strength, but at the cost of significantly reducing ductility. Next, when heating is performed in a temperature range of β transformation point minus 250 to 120 ° C., the distributed precipitation is expanded, and an increase in ductility is obtained. However, the tissue remains biphasic because it consists of a small amount of β-phase and α-phase particles of different morphology (geometrically uniform and layered). Such a structure is not a starting point for providing ductility at room temperature.
本発明は、球状組織が強度と延性の良好な組み合わせを呈するという認識に基づいている。球状組織は、β変態点近くの２相領域における変形の後にα＋β型チタン合金中に得られる。しかし、強度と延性の調和は、組織の構成要素の大きさに依存する。α相析出が、幾何学的に均一に細かくなるほど、強度が高くなって、延性は小さくなる。α相の球状粒子が非常に大きければ、延性の上昇が少ないのに、強度と耐破壊性が著しく低下する。 The present invention is based on the recognition that spherical structures exhibit a good combination of strength and ductility. A spherical structure is obtained in an α + β type titanium alloy after deformation in a two-phase region near the β transformation point. However, the balance between strength and ductility depends on the size of the components of the tissue. The finer the α-phase precipitation is geometrically and uniformly, the higher the strength and the lower the ductility. If the α-phase spherical particles are very large, the increase in ductility is small, but the strength and fracture resistance are significantly reduced.
従って、常温で成形を行い、典型的な製品形状のために十分な加工度、特に６０％以上の加工度を実現するためには、合金の化学的組成を正しく選択することと、強度をそれほど減少させずに調和の取れた延性上昇を得るための熱処理方法とが必要である。 Therefore, in order to perform forming at room temperature and achieve a sufficient workability for a typical product shape, particularly 60% or more, it is necessary to select the chemical composition of the alloy correctly and reduce the strength so much. There is a need for a heat treatment method to obtain a harmonious increase in ductility without reducing it.
本発明による熱処理方法によれば、一方で高い延性を呈しながら、他方で成形の際に加工硬化が非常に少ないα＋β型チタン合金が得られる。低い焼きなまし温度までのチタン合金の加熱は、様々な加熱速度で行うことができる。応力割れの形成を防止するため、好ましくは、毎分２０℃以下という遅い加熱速度での加熱を選択する。チタン合金の焼きなましは、好ましくは不活性雰囲気中で行う。これは脆化作用のある元素（たとえば酸素、窒素または炭素）がチタン合金中に拡散するのを防止するためである。 According to the heat treatment method of the present invention, it is possible to obtain an α + β-type titanium alloy that exhibits high ductility on the one hand and very little work hardening during forming on the other hand. Heating of the titanium alloy to a low annealing temperature can be performed at various heating rates. In order to prevent the formation of stress cracks, heating at a slow heating rate of 20 ° C. or less per minute is preferably selected. The titanium alloy is preferably annealed in an inert atmosphere. This is to prevent an element having an embrittlement action (for example, oxygen, nitrogen or carbon) from diffusing into the titanium alloy.
チタン合金を周囲温度まで冷却するのも、やはり不活性雰囲気中で行うのが好ましい。α＋β型チタン合金は、多くの金属素材と同様、焼きなまし温度から急冷（焼き入れ）することにより硬化できる。しかし、この効果は、冷間加工性が良好なチタン合金素材を作りたい場合は望ましくない。従って、冷却速度は、チタン合金の焼き入れが回避されるような小さい速度とするのが好ましい。 It is also preferable to cool the titanium alloy to ambient temperature in an inert atmosphere. The α + β type titanium alloy, like many metal materials, can be hardened by quenching (quenching) from the annealing temperature. However, this effect is not desirable when it is desired to produce a titanium alloy material with good cold workability. Therefore, it is preferable that the cooling rate be a low rate that avoids quenching of the titanium alloy.
第１の有利な実施形態の場合、チタン合金を、低い焼きなまし温度で５時間以上、特に約７時間焼きなましする。この焼きなまし時間は、主として焼きなましされる構造部材の寸法に依存する。チタン合金製構造部材は、通常、２０ｍｍ以上の壁厚を持たない。焼きなまし時間を５時間以上とすれば、特に例えば直径１０〜２０ｍｍの丸棒の場合、所望の相構成が得られ、従って所望の冷間加工可能なチタン合金半製品が得られる。７時間の焼きなましが、信頼性ある結果再現に有利であることが実証された。 In the first advantageous embodiment, the titanium alloy is annealed at a low annealing temperature for more than 5 hours, in particular about 7 hours. This annealing time mainly depends on the dimensions of the structural member to be annealed. A titanium alloy structural member usually does not have a wall thickness of 20 mm or more. If the annealing time is 5 hours or longer, particularly in the case of a round bar having a diameter of 10 to 20 mm, for example, a desired phase structure is obtained, and thus a desired cold workable titanium alloy semi-finished product is obtained. Seven hours of annealing proved to be advantageous for reliable results reproduction.
本発明による方法は、発展形として、低い焼きなまし温度で焼きなましする前に下記のステップを行うことができる。
１． 高い焼きなまし温度、すなわち変態点（β変態点）マイナス５０〜１００℃、特に変態点（β変態点）マイナス６０〜１００℃の温度で、チタン合金を焼きなましする。
２． チタン合金を低い焼きなまし温度まで冷却する。
The method according to the invention can be developed as follows, and the following steps can be carried out before annealing at a low annealing temperature.
1. The titanium alloy is annealed at a high annealing temperature, that is, at a transformation point (β transformation point) minus 50 to 100 ° C., particularly at a transformation point (β transformation point) minus 60 to 100 ° C.
2. Cool the titanium alloy to a low annealing temperature.
焼き戻しの第１段階として、β変態点マイナス５０〜１００℃という温度領域を選択する。この合金の組織は、この温度でβマトリックスの中に配置された分離したα相の球状粒子を特徴とする。この温度で恒温保持すると、過剰の（二次）α相が解消し、α相とβ相の平衡状態に近づくだけでなく、ポリゴン化実現の過程で構造欠陥が減少する。恒温保持終了後、この合金を、冷却速度０.０１〜０.０２℃／秒で、β変態点マイナス１６０〜２３０℃の温度まで冷却する。このような冷却速度とすれば、冷却中にβマトリックスからα相の新たな粒子が形成されることはなく、既存の一次α結晶が組織内で成長することができる。焼き戻し第２段階で３〜６時間恒温保持すれば、均質化焼きなまし過程を完了することができる。続いて、冷却速度２.５〜３.５℃／秒で常温まで冷却すれば、二次α相の析出を防止するに十分である。 As a first stage of tempering, a temperature region of β transformation point minus 50 to 100 ° C. is selected. The alloy structure is characterized by discrete α-phase spherical particles placed in a β-matrix at this temperature. If the temperature is kept constant at this temperature, the excess (secondary) α-phase is eliminated, and not only the equilibrium state of the α-phase and the β-phase is approached, but also structural defects are reduced in the process of realizing polygonization. After completion of the isothermal holding, the alloy is cooled at a cooling rate of 0.01 to 0.02 ° C./second to a temperature of β transformation point minus 160 to 230 ° C. With such a cooling rate, new α-phase particles are not formed from the β matrix during cooling, and the existing primary α crystal can grow in the structure. The homogenization annealing process can be completed by keeping the temperature constant for 3 to 6 hours in the second stage of tempering. Subsequently, cooling to room temperature at a cooling rate of 2.5 to 3.5 ° C./second is sufficient to prevent the precipitation of the secondary α phase.
この２段階の焼き戻しを行うことにより、α相粒子の粒径が１〜２μｍから５〜７μｍと大きくなり、[Ｍｏ]eq＝１４〜１５に相当するβ相の組成を得ることができる。また第１の焼き戻し段階におけるポリゴン化プロセスを実現する過程で生じたα相中の欠陥密度を減少させることもできる。良好な冷間加工性を得るための相構成は、これによってさらに最適化することができる。前もって行われる焼きなましステップも、不活性雰囲気中で行われるのが好ましい。また、上述と同様、チタン合金を冷却する際には、応力割れを生じないような冷却速度とするように留意しなければならない。 By performing this two-stage tempering, the particle size of the α-phase particles is increased from 1 to 2 μm to 5 to 7 μm, and a β-phase composition corresponding to [Mo] eq = 14 to 15 can be obtained. In addition, it is possible to reduce the defect density in the α phase generated in the process of realizing the polygonization process in the first tempering stage. The phase configuration for obtaining good cold workability can thereby be further optimized. The pre-annealing step is preferably performed in an inert atmosphere. Further, as described above, when cooling the titanium alloy, care must be taken so that the cooling rate does not cause stress cracking.
この発展形はさらに最適化することができる。即ち、チタン合金を高い焼きなまし温度で１時間以上、特に約２時間焼きなましする。この場合も、焼きなまし時間は、チタン合金半製品の寸法に依存する。１時間以上、特に２時間の焼きなまし時間は、信頼性をもって所望の相構成を再現できることが実証された。 This development can be further optimized. That is, the titanium alloy is annealed at a high annealing temperature for 1 hour or longer, particularly about 2 hours. Again, the annealing time depends on the dimensions of the titanium alloy semi-finished product. It has been demonstrated that an annealing time of 1 hour or more, especially 2 hours, can reliably reproduce the desired phase configuration.
さらに、本発明のこの発展形において、チタン合金を、低い焼きなまし温度で３時間以上、好ましくは３〜６時間、特に好ましくは約４時間焼きなましすれば有利である。高い焼きなまし温度で焼きなましが予め行われている場合、所望の目的に応じて信頼性ある相構成を得るに必要な低い焼きなまし温度における焼きなまし時間を、減少させることができる。例えば直径１０〜２０ｍｍの丸棒材料などの通常の寸法の半製品の場合、３時間以上、特に４時間で十分なことが実証された。 Furthermore, in this development of the invention, it is advantageous if the titanium alloy is annealed at a low annealing temperature for more than 3 hours, preferably 3 to 6 hours, particularly preferably about 4 hours. If annealing has been performed at a high annealing temperature in advance, the annealing time at the low annealing temperature necessary to obtain a reliable phase configuration can be reduced depending on the desired purpose. For semi-finished products of normal dimensions, for example round bar material with a diameter of 10-20 mm, it has been demonstrated that 3 hours or more, in particular 4 hours, is sufficient.
チタン合金を高い焼きなまし温度から冷却速度０.０１〜０.０２℃／分で低い焼きなまし温度まで空冷するのが、特に有利である。この冷却速度であれば、望ましくない相組成、内部応力、および望ましくない量の合金元素の析出が回避される。 It is particularly advantageous to air cool the titanium alloy from a high annealing temperature to a low annealing temperature at a cooling rate of 0.01 to 0.02 ° C./min. This cooling rate avoids undesirable phase composition, internal stress, and undesirable amounts of alloying element precipitation.
高い焼きなまし温度を約７７０〜８３０℃、特に８００℃とするのが、特に有利である。この温度領域は、技術的に慣用される大部分のα＋β型チタン合金に対して有効であることが実証された。 It is particularly advantageous for the high annealing temperature to be about 770-830 ° C., in particular 800 ° C. This temperature range has proven effective for most α + β type titanium alloys conventionally used in the art.
本発明の方法は、さらに発展させて、チタン合金を低い焼きなまし温度から冷却速度約２.５〜３.５℃／分で常温まで空冷することができる。この冷却速度によれば、合金元素の望ましくない析出や望ましくない相形成が防止されて、冷間加工性および冷間加工された構造部材の強度の点で最適な結果が得られる。 The method of the present invention can be further developed to air cool the titanium alloy from a low annealing temperature to room temperature at a cooling rate of about 2.5 to 3.5 ° C./min. This cooling rate prevents undesirable precipitation of alloying elements and undesirable phase formation, and provides optimum results in terms of cold workability and the strength of the cold worked structural member.
本発明による方法は、チタン合金を熱処理前に熱間圧延で加工する場合にも、有利に用いることができる。熱間圧延は、チタン合金から例えば形材半製品または金属板半製品を製造する方法の１つのである。熱間圧延によって、組織は影響を受ける。この方法によって影響を受けた組織は、本発明による熱処理ステップに特に好適である。 The method according to the invention can also be used advantageously when the titanium alloy is processed by hot rolling before heat treatment. Hot rolling is one method for producing, for example, a semi-finished product or a semi-finished metal plate from a titanium alloy. The structure is affected by hot rolling. Tissues affected by this method are particularly suitable for the heat treatment step according to the invention.
低い焼きなまし温度を約６７０〜７３０℃、特に７００℃とすれば、さらに有利である。この焼きなまし温度は、技術的に慣用される大部分のα＋β型チタン合金に効果的であることが実証された。 It is further advantageous if the low annealing temperature is about 670-730 ° C., in particular 700 ° C. This annealing temperature has proven effective for most α + β type titanium alloys conventionally used in the art.
さらに、チタン合金に少なくとも１つのα安定化元素と少なくとも１つのβ安定化元素を添加すれば、本発明による方法にとって有利である。このような合金元素の添加により、特定の用途のためにα相とβ相の割合が最適化されたチタン合金を製造することができる。安定化合金元素の割合は、半製品に所望の冷間加工性および冷間加工された構造部材に所望の強度が得られるように、本発明による方法に適合して調整されなければならない。 Furthermore, it is advantageous for the method according to the invention if at least one α-stabilizing element and at least one β-stabilizing element are added to the titanium alloy. By adding such an alloy element, a titanium alloy in which the ratio of the α phase and the β phase is optimized for a specific application can be manufactured. The proportion of stabilizing alloying elements must be adjusted in accordance with the method according to the invention so that the desired cold workability for the semi-finished product and the desired strength for the cold worked structural member are obtained.
さらに、本発明による方法は、低い焼きなまし温度による焼きなましの後、および／または高い焼きなまし温度による焼きなましの後、チタン合金の表面層を機械的に、特に切削によって除去する。焼きなまし処理は、たとえ不活性雰囲気で行われても、しばしばチタン合金半製品の表面に或る程度の影響を与える。この影響は、半製品の脆化と割れ感受性の増大を生じ、そのため冷間加工性が減少し、冷間加工製品の強度が低下する。このような不利な効果に対処するため、影響を受けた半製品の周縁層を冷間加工前に除去する。これには特に切削加工が適する。 Furthermore, the method according to the invention removes the surface layer of the titanium alloy mechanically, in particular by cutting, after annealing with a low annealing temperature and / or after annealing with a high annealing temperature. Annealing treatment often has some effect on the surface of the titanium alloy semi-finished product, even if performed in an inert atmosphere. This effect results in embrittlement and increased cracking susceptibility of the semi-finished product, thereby reducing the cold workability and reducing the strength of the cold work product. In order to deal with these disadvantageous effects, the peripheral layer of the affected semi-finished product is removed before cold working. For this, cutting is particularly suitable.
本発明のもう１つの態様は、上述の如く熱処理されたα＋β型チタン合金から冷間加工によってチタン構造部材を製造することである。これにより、チタン合金から大量生産で構造部材を安価に製造することができる。これは、例えば自動車分野の多数の構造部材、特に駆動トレイン内の可動構造部材として用いられる構造部材のために追求する価値がある。 Another aspect of the present invention is to manufacture a titanium structural member by cold working from the α + β type titanium alloy heat-treated as described above. Thereby, a structural member can be manufactured at low cost by mass production from a titanium alloy. This is worth pursuing for a large number of structural members, for example in the automotive field, in particular for structural members used as movable structural members in the drive train.
この場合、本発明による方法は、特に冷間圧造および／またはネジ転造によるチタンねじの製造に役立つ。この用途は、例えば自動車分野のホイールボルトの製造に適している。チタン合金製ホイールボルトの使用は、一方でホイールの慣性力を軽減することができ、走行性とスプリング快適性が改善され、他方で自動車の燃費を下げることができるという利点がある。チタンボルトの使用は、特にアルミニウム合金またはマグネシウム合金製の軽合金ホイールと組み合わせて用いる場合、例えばスチールボルトを用いた場合にしばしば生じる接触腐食が防止されるという利点がある。 In this case, the method according to the invention is particularly useful for the production of titanium screws by cold heading and / or thread rolling. This application is suitable, for example, for the production of wheel bolts in the automotive field. The use of titanium alloy wheel bolts has the advantage that, on the one hand, the inertial force of the wheel can be reduced, driving performance and spring comfort can be improved, and on the other hand, the fuel consumption of the automobile can be reduced. The use of titanium bolts has the advantage that contact corrosion, which often occurs when using, for example, steel bolts, in particular in combination with light alloy wheels made of aluminum alloy or magnesium alloy, is advantageously avoided.
本発明のもう１つの態様は、次のステップを含むチタンボルトの製造方法である。
−熱間圧延によって丸棒材料を製造する。
−この丸棒材料を、上述の熱処理方法によって熱処理する。
−冷間圧造によって、ボルトの頭を成形する。
−ネジ転造によってネジ山を成形する。
Another aspect of the present invention is a method for manufacturing a titanium bolt including the following steps.
-Manufacture round bar material by hot rolling.
-This round bar material is heat-treated by the heat treatment method described above.
-Form bolt heads by cold heading.
-Form the thread by thread rolling.
この方法によって、大量生産構造部材としてのチタンボルトを製造技術的に特に安価に製造することが可能となる。このチタンボルトは、ＤＩＮ分類８.８に定める強度値を達成してこれを上回り、従って、例えばホイールボルトとしての使用に適する。 This method makes it possible to manufacture titanium bolts as mass production structural members at a particularly low cost in terms of manufacturing technology. This titanium bolt achieves and exceeds the strength values defined in DIN classification 8.8 and is therefore suitable for use as a wheel bolt, for example.
α相部分とβ相部分を含む本発明のチタン合金は、α相粒子の大きさが約５〜７μｍであることが特徴である。このチタン合金は、モリブデン当量として[Ｍｏ]eq＝１４〜１５が得られる合金元素を含むことが好ましい。このモリブデン当量は、合金組成の状態と量から計算された数値であって、α型チタン合金の場合は通常０〜２.５、α＋β型チタン合金の場合は２.５〜１０、β型チタン合金の場合は１０以上である。 The titanium alloy of the present invention including an α phase portion and a β phase portion is characterized in that the size of α phase particles is about 5 to 7 μm. This titanium alloy preferably contains an alloy element that provides [Mo] eq = 14 to 15 as a molybdenum equivalent. This molybdenum equivalent is a numerical value calculated from the state and amount of the alloy composition, and is usually 0 to 2.5 for an α-type titanium alloy, 2.5 to 10 for an α + β-type titanium alloy, and β-type titanium. In the case of an alloy, it is 10 or more.
本発明の特に好ましい実施形態として、手順と合金組成の例を下記に述べる。 Examples of procedures and alloy compositions are described below as a particularly preferred embodiment of the present invention.
α＋β型チタン合金として、公知の合金Ｔｉ−３.０Ａｌ−４.５Ｖ−５.０Ｍｏを用いる。この合金生成後、熱間圧延により、例えば直径１３ｍｍの丸棒材料を製造する。この半製品は、通常の長さであれば市販されている。 As the α + β type titanium alloy, a known alloy Ti-3.0Al-4.5V-5.0Mo is used. After this alloy is formed, a round bar material having a diameter of 13 mm, for example, is manufactured by hot rolling. This semi-finished product is commercially available for normal lengths.
この半製品に、焼きなまし炉で下記の熱処理を加える。
−８００℃に加熱する。
−８００℃で２時間、焼きなましする。
−毎秒０.０２℃の速度で７７０℃まで冷却する。
−７７０℃で３０分間、焼きなましする。
−毎秒０.０２℃の速度で７４０℃まで冷却する。
−７４０℃で３０分間、焼きなましする。
−毎秒０.０２℃の速度で７００℃まで冷却する。
−７００℃で４時間、焼きなましする。
−焼きなまし炉から半製品を取り出し、大気中で常温まで冷却する。
The semi-finished product is subjected to the following heat treatment in an annealing furnace.
Heat to -800 ° C.
Annealing at −800 ° C. for 2 hours.
-Cool to 770 ° C at a rate of 0.02 ° C per second.
Annealing at -770 ° C for 30 minutes.
-Cool to 740 ° C at a rate of 0.02 ° C per second.
Anneal at −740 ° C. for 30 minutes.
-Cool to 700 ° C at a rate of 0.02 ° C per second.
Annealing at −700 ° C. for 4 hours.
-Remove the semi-finished product from the annealing furnace and cool to ambient temperature in the atmosphere.
このように処理した半製品は、続いてさらに加工することができる。たとえば、冷間圧造によりネジの頭を生成し、常温でネジ転造によりネジ山を生成する。オプションとして、次の加工をする前に、半製品の周縁層を機械加工によって除去できる。 The semi-finished product thus treated can subsequently be further processed. For example, a screw head is generated by cold heading, and a screw thread is generated by screw rolling at room temperature. Optionally, the peripheral layer of the semi-finished product can be removed by machining before further processing.
消耗電極を用いた２回の真空溶解法によって、合金を製造した。合金の化学的組成は、Ｔi−３.０％Ａｌ−５.０％Ｍｏ−４.５％Ｖ−１.０％Ｚｒ−１.０％Ｓｎ−０.２５％Ｏである（β変態点の温度は８８０℃である）。 An alloy was produced by two vacuum melting methods using a consumable electrode. The chemical composition of the alloy is Ti-3.0% Al-5.0% Mo-4.5% V-1.0% Zr-1.0% Sn-0.25% O (β transformation point). Is 880 ° C.).
得られた重量８ｋｇのインゴットは、β領域の温度で等温鍛造して９０×９０ｍｍの直方体とし、次に型鍛造して高さ４５ｍｍとした。次に、このインゴットを切断して４５×４５ｍｍの四角形断面を持つ線条とし、α＋β領域の温度で鍛造して、直径３０ｍｍの棒材を得た。この棒材を、直径が２５ｍｍになるまで旋盤で削った。こうして得られた半製品を、直径が１６ｍｍとなるまで、β変態点マイナス５０〜１００℃の温度領域で圧延した。予め定められた温度での最初の加熱は、３０分間行った。次のプロセス間の加熱は、４分間行った。総圧延比は６５％であった。 The obtained ingot having a weight of 8 kg was isothermally forged at a temperature in the β region into a 90 × 90 mm rectangular parallelepiped, and then die forged to a height of 45 mm. Next, this ingot was cut into a filament having a square cross section of 45 × 45 mm and forged at a temperature in the α + β region to obtain a rod having a diameter of 30 mm. This bar was shaved with a lathe until the diameter reached 25 mm. The semi-finished product thus obtained was rolled in a temperature range of β transformation point minus 50 to 100 ° C. until the diameter became 16 mm. Initial heating at a predetermined temperature was for 30 minutes. Heating during the next process was for 4 minutes. The total rolling ratio was 65%.
圧延後、直径１６ｍｍの棒材を、８６０〜７８０℃の温度領域で２時間熱処理し、続いて冷却速度０.０２Ｋ／秒で７００℃（β変態点マイナス１９０℃）まで冷却し、４時間恒温保持した。常温への冷却は、冷却速度３Ｋ／秒で行った。 After rolling, a bar with a diameter of 16 mm was heat-treated in a temperature range of 860 to 780 ° C. for 2 hours, then cooled to 700 ° C. (β transformation point minus 190 ° C.) at a cooling rate of 0.02 K / second, and kept constant for 4 hours. Retained. Cooling to room temperature was performed at a cooling rate of 3 K / sec.
この棒材を、直径１３ｍｍまで旋盤で削った。 This bar was shaved with a lathe to a diameter of 13 mm.
直径１６ｍｍの棒材を、上記２つの実施例と同じ方法で製造した。圧延後、直径１６ｍｍの棒材を、８６０〜７８０℃の温度領域で２時間熱処理し、続いて常温まで空冷した。次に棒材を温度７００℃（β変態点マイナス１９０℃）まで加熱して、４時間保持した。常温への冷却は大気中で行った。 A bar with a diameter of 16 mm was produced in the same manner as in the above two examples. After rolling, a bar with a diameter of 16 mm was heat-treated in a temperature range of 860 to 780 ° C. for 2 hours, and then air-cooled to room temperature. Next, the bar was heated to a temperature of 700 ° C. (β transformation point minus 190 ° C.) and held for 4 hours. Cooling to room temperature was performed in air.
この棒材を、直径１３ｍｍまで旋盤で削った。 This bar was shaved with a lathe to a diameter of 13 mm.
本発明による熱処理の更なる有利なプロセスを［表１］〜［表３］に示す。 Further advantageous processes of the heat treatment according to the invention are shown in Tables 1 to 3.
下記の表は、本発明の有利な特性と、一般に用いられる合金Ｔｉ−３.８％−６.５％Ｖ−５.１％Ｍｏ−０.０１％Ｈ−０.０５％Ｓｉとの比較を示す。 The table below compares the advantageous properties of the present invention with the commonly used alloys Ti-3.8% -6.5% V-5.1% Mo-0.01% H-0.05% Si. Indicates.
**熱処理終了後の冷却は、冷却速度３℃／秒で行った。
** Cooling after the heat treatment was performed at a cooling rate of 3 ° C./second.
**熱処理終了後の冷却は空気中で行った。
** Cooling after heat treatment was performed in air.
錫とジルコニウムを添加すると強度を高めることができるが、可塑性は高い水準のまま残る（表１）。従来の技術と比較した場合の（表２）請求項に書かれた熱間加工と熱処理の諸条件と共に、常温時のプレス加工による加工度６０％以上の変形を実現することができる（表１）。 The addition of tin and zirconium can increase the strength, but the plasticity remains at a high level (Table 1). Along with the hot working and heat treatment conditions described in the claims when compared with the prior art (Table 2), it is possible to realize deformation with a working degree of 60% or more by press working at room temperature (Table 1). ).
Claims (22)
変態点（β変態点）マイナス１６０〜２３０℃の温度である低い焼きなまし温度でチタン合金を焼きなましするステップと、
このチタン合金を常温まで冷却するステップを含む熱処理方法。 A heat treatment method for producing a cold workable α + β type titanium alloy,
Annealing the titanium alloy at a low annealing temperature which is a transformation point (β transformation point) minus 160-230 ° C .;
A heat treatment method including a step of cooling the titanium alloy to room temperature.
この丸棒材料を請求項１〜１５のいずれか１つに記載の方法によって熱処理し、
この丸棒材料に冷間圧造によってボルトの頭を成形することを特徴とするチタンボルトの製造方法。 Manufacturing round bar material by hot rolling,
This round bar material is heat-treated by the method according to any one of claims 1 to 15,
A method of manufacturing a titanium bolt, wherein a head of a bolt is formed on the round bar material by cold heading.
アルミニウムを約２〜４.０重量％、
バナジウムを約４〜５.５重量％、
モリブデンを約４.５〜６.０重量％、
ジルコニウムを約０.５〜１.５重量％、
錫を約０.５〜１.５重量％含むことを特徴とするα＋β型チタン合金。 A cold workable α + β type titanium alloy,
About 2 to 4.0% by weight of aluminum,
About 4 to 5.5% by weight of vanadium,
About 4.5 to 6.0 weight percent molybdenum,
About 0.5 to 1.5 weight percent zirconium,
An α + β type titanium alloy characterized by containing about 0.5 to 1.5% by weight of tin.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE200510052918 DE102005052918A1 (en) | 2005-11-03 | 2005-11-03 | Cold-formable Ti alloy |
| DE102005052918.6 | 2005-11-03 | ||
| PCT/EP2006/010569 WO2007051637A1 (en) | 2005-11-03 | 2006-11-03 | Cold-workable ti alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009515047A true JP2009515047A (en) | 2009-04-09 |
| JP5210874B2 JP5210874B2 (en) | 2013-06-12 |
Family
ID=37556272
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008539310A Expired - Fee Related JP5210874B2 (en) | 2005-11-03 | 2006-11-03 | Cold workable titanium alloy |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1945827B1 (en) |
| JP (1) | JP5210874B2 (en) |
| DE (1) | DE102005052918A1 (en) |
| ES (1) | ES2387684T3 (en) |
| WO (1) | WO2007051637A1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011058594A (en) * | 2009-09-14 | 2011-03-24 | Beta Titanium:Kk | Wheel fastening part |
| CN108893631A (en) * | 2018-08-03 | 2018-11-27 | 燕山大学 | A kind of high-strength titanium alloy and preparation method thereof |
| CN110396622A (en) * | 2019-07-30 | 2019-11-01 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | Strong superhigh tenacity titanium alloy and preparation method thereof in one kind |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102007040132A1 (en) * | 2007-08-24 | 2009-02-26 | Gfe Fremat Gmbh | Process for producing tapes or films of TiAl6V4 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61106758A (en) * | 1984-10-30 | 1986-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treatment of alpha+beta type titanium alloy |
| JPH03166350A (en) * | 1989-08-29 | 1991-07-18 | Nkk Corp | Method for heat treating titanium alloy material for cold working |
| JPH0841565A (en) * | 1994-07-29 | 1996-02-13 | Mitsubishi Materials Corp | Titanium alloy casting having high strength and high toughness |
| JPH08134615A (en) * | 1994-11-10 | 1996-05-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high strength titanium alloy excellent in characteristic of balance of mechanical property |
| JPH08209317A (en) * | 1994-12-05 | 1996-08-13 | Nkk Corp | Increasing of toughness of alpha plus beta titanium alloy |
| JPH09228014A (en) * | 1996-02-26 | 1997-09-02 | Nippon Steel Corp | Production of alpha + beta titanium alloy seamless tube excellent in fracture toughness |
| JP2003073762A (en) * | 2001-09-05 | 2003-03-12 | Nkk Corp | Titanium alloy material with high toughness and manufacturing method therefor |
| JP2003129215A (en) * | 2001-10-17 | 2003-05-08 | Tanaka:Kk | Production method for titanium alloy thread part and titanium alloy thread part using the same |
| JP2003201530A (en) * | 2001-10-22 | 2003-07-18 | Kobe Steel Ltd | High-strength titanium alloy with excellent hot workability |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1142445B (en) * | 1953-11-26 | 1963-01-17 | Crucible Steel International S | Use of titanium alloys to make parts that remain ductile after welding |
| DE2635188A1 (en) * | 1976-08-05 | 1978-02-09 | Bosch Gmbh Robert | High tensile, cold headed bolts, screws etc. - made from patented rod or wire and then tempered |
| US4842652A (en) * | 1987-11-19 | 1989-06-27 | United Technologies Corporation | Method for improving fracture toughness of high strength titanium alloy |
| RU1584408C (en) * | 1988-04-12 | 1994-10-15 | Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов | Titanium-based alloy |
| EP0408313B1 (en) * | 1989-07-10 | 1995-12-27 | Nkk Corporation | Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof |
| JP3308090B2 (en) * | 1993-12-07 | 2002-07-29 | 日立金属株式会社 | Fe-based super heat-resistant alloy |
| US5697183A (en) | 1995-07-07 | 1997-12-16 | Sound Inventions, Inc. | Fishing rod holding device |
| DE69905963T2 (en) * | 1998-04-21 | 2004-01-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Also Known As Kobe Steel Ltd. | Wire rod or steel bars with good cold formability and machine parts made from them |
| US6284070B1 (en) * | 1999-08-27 | 2001-09-04 | General Electric Company | Heat treatment for improved properties of alpha-beta titanium-base alloys |
| RU2211873C2 (en) * | 2001-11-22 | 2003-09-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | METASTABLE β-TITANIUM ALLOY |
| DE10329899B8 (en) * | 2003-07-03 | 2005-05-19 | Deutsche Titan Gmbh | Beta titanium alloy, process for producing a hot rolled product from such alloy and its uses |
| WO2005017225A1 (en) * | 2003-08-05 | 2005-02-24 | Dynamet Holdings, Inc. | Process for manufacture of fasteners from titanium or a titanium alloy |
| DE102004022458B4 (en) * | 2004-04-29 | 2006-01-19 | Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. | Cold-formable titanium-based alloy bodies and process for their production |
-
2005
- 2005-11-03 DE DE200510052918 patent/DE102005052918A1/en not_active Withdrawn
-
2006
- 2006-11-03 JP JP2008539310A patent/JP5210874B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2006-11-03 EP EP06806675A patent/EP1945827B1/en not_active Not-in-force
- 2006-11-03 ES ES06806675T patent/ES2387684T3/en active Active
- 2006-11-03 WO PCT/EP2006/010569 patent/WO2007051637A1/en active Application Filing
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61106758A (en) * | 1984-10-30 | 1986-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treatment of alpha+beta type titanium alloy |
| JPH03166350A (en) * | 1989-08-29 | 1991-07-18 | Nkk Corp | Method for heat treating titanium alloy material for cold working |
| JPH0841565A (en) * | 1994-07-29 | 1996-02-13 | Mitsubishi Materials Corp | Titanium alloy casting having high strength and high toughness |
| JPH08134615A (en) * | 1994-11-10 | 1996-05-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high strength titanium alloy excellent in characteristic of balance of mechanical property |
| JPH08209317A (en) * | 1994-12-05 | 1996-08-13 | Nkk Corp | Increasing of toughness of alpha plus beta titanium alloy |
| JPH09228014A (en) * | 1996-02-26 | 1997-09-02 | Nippon Steel Corp | Production of alpha + beta titanium alloy seamless tube excellent in fracture toughness |
| JP2003073762A (en) * | 2001-09-05 | 2003-03-12 | Nkk Corp | Titanium alloy material with high toughness and manufacturing method therefor |
| JP2003129215A (en) * | 2001-10-17 | 2003-05-08 | Tanaka:Kk | Production method for titanium alloy thread part and titanium alloy thread part using the same |
| JP2003201530A (en) * | 2001-10-22 | 2003-07-18 | Kobe Steel Ltd | High-strength titanium alloy with excellent hot workability |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011058594A (en) * | 2009-09-14 | 2011-03-24 | Beta Titanium:Kk | Wheel fastening part |
| CN108893631A (en) * | 2018-08-03 | 2018-11-27 | 燕山大学 | A kind of high-strength titanium alloy and preparation method thereof |
| CN108893631B (en) * | 2018-08-03 | 2020-11-13 | 燕山大学 | High-strength titanium alloy and preparation method thereof |
| CN110396622A (en) * | 2019-07-30 | 2019-11-01 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | Strong superhigh tenacity titanium alloy and preparation method thereof in one kind |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE102005052918A1 (en) | 2007-05-16 |
| EP1945827B1 (en) | 2012-05-30 |
| EP1945827A1 (en) | 2008-07-23 |
| JP5210874B2 (en) | 2013-06-12 |
| ES2387684T3 (en) | 2012-09-28 |
| WO2007051637A1 (en) | 2007-05-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8551265B2 (en) | Cobalt-base alloy with high heat resistance and high strength and process for producing the same | |
| TWI572721B (en) | High strength alpha/beta titanium alloy | |
| US20030168138A1 (en) | Method for processing beta titanium alloys | |
| JP5287062B2 (en) | Low specific gravity titanium alloy, golf club head, and method for manufacturing low specific gravity titanium alloy parts | |
| EP3844313B1 (en) | High-strength titanium alloy for additive manufacturing | |
| JP2013534964A (en) | Titanium alloy | |
| JPH0754114A (en) | Improved low-cost ti-6a1-4v varistick alloy | |
| JP6307623B2 (en) | High strength alpha-beta titanium alloy | |
| EP3844314B1 (en) | Creep resistant titanium alloys | |
| JP6784700B2 (en) | Manufacturing method of titanium and titanium alloy articles | |
| JP5210874B2 (en) | Cold workable titanium alloy | |
| JP2012184464A (en) | HIGH-STRENGTH α+β TYPE TITANIUM ALLOY EXCELLENT IN HOT AND COLD WORKABILITY, METHOD FOR PRODUCING THE SAME, AND TITANIUM ALLOY PRODUCT | |
| JP4715048B2 (en) | Titanium alloy fastener material and manufacturing method thereof | |
| JP2010222632A (en) | HIGH STRENGTH Fe-Ni-Co-Ti BASED ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME | |
| JP4850657B2 (en) | β-type titanium alloy | |
| JP2024518681A (en) | Materials for manufacturing high strength fasteners and methods for manufacturing same | |
| JPS61163232A (en) | High strength al-mg-si alloy and its manufacture | |
| JP6623950B2 (en) | Titanium plate excellent in balance between proof stress and ductility and method for producing the same | |
| JP2005154850A (en) | High strength beta-type titanium alloy | |
| JPH07150316A (en) | Manufacture of (alpha+beta) type ti alloy forged material | |
| KR102589875B1 (en) | Fine grained pure titanium and manufacturing method for the same | |
| Wood et al. | The all-beta titanium alloy (Ti-13V-11Cr-3Al) | |
| JPH0116910B2 (en) | ||
| JP2007321243A (en) | HIGH-STRENGTH HIGH-DAMPING Fe-Mn-Cr-Ni ALLOY, MANUFACTURING METHOD THEREFOR, AND FORMED BODY THEREOF | |
| JP6512963B2 (en) | Aluminum alloy sheet that suppresses room temperature aging and has excellent bake hardenability |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090820 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120517 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120619 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20120913 |
|
| A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20120921 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20121219 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130129 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130225 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20160301 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |