JP2988246B2 - （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法 - Google Patents
（α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法Info
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- C22C14/00—Alloys based on titanium
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- 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
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- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高強度、高延性を有
する（α＋β）型チタン合金の超塑性成形部材の製造方
法に関する。
する（α＋β）型チタン合金の超塑性成形部材の製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】チタン合金は高強度、高靭性等の特長を
生かして宇宙航空分野を中心に広く用いられており、ま
た最近では民生分野においても用いられつつある。しか
し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に代表される高強度型チタ
ン合金は一般に加工性に劣るため、高い加工コストが欠
点となっている。
生かして宇宙航空分野を中心に広く用いられており、ま
た最近では民生分野においても用いられつつある。しか
し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に代表される高強度型チタ
ン合金は一般に加工性に劣るため、高い加工コストが欠
点となっている。
【０００３】このような欠点を克服するために新しい加
工方法として超塑性／拡散接合成形法が開発され用いら
れている（「チタン合金薄板構造物の超塑性／拡散接合
による一体化加工法の研究」、大隅真ら著、三菱重工業
技報Ｖｏｌ．２０，Ｎｏ．４（１９８３−７）、以下先
行技術１と称する）。この成形方法は、チタン合金を
（α＋β）二相域の所定の温度に加熱し、小さな歪速度
にて加工するものであり、最終製品形状またはそれに近
い形状の部材を成形することができる。
工方法として超塑性／拡散接合成形法が開発され用いら
れている（「チタン合金薄板構造物の超塑性／拡散接合
による一体化加工法の研究」、大隅真ら著、三菱重工業
技報Ｖｏｌ．２０，Ｎｏ．４（１９８３−７）、以下先
行技術１と称する）。この成形方法は、チタン合金を
（α＋β）二相域の所定の温度に加熱し、小さな歪速度
にて加工するものであり、最終製品形状またはそれに近
い形状の部材を成形することができる。
【０００４】しかしながら、上記成形方法においても以
下に述べるような問題点を有している。最も広く用いら
れているＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、超塑性成形温度
が９００〜９５０℃と高いことから、超塑性成形中の粒
成長により組織が粗大化し、機械的性質の劣化（例えば
強度および延性の低下）が起こる。Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ
合金では溶体化時効硬化という熱処理を施すことにより
強度上昇を得ることができるものの、溶体化処理後の冷
却において水焼き入れ等の急速冷却が必要であることか
ら、超塑性成形部材には適用がほとんど不可能である。
すなわち、超塑性成形は主に薄板に適用され、薄板部材
に水焼き入れを施すと熱応力による焼き入れ歪が生じ、
製品として機能しえない。
下に述べるような問題点を有している。最も広く用いら
れているＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、超塑性成形温度
が９００〜９５０℃と高いことから、超塑性成形中の粒
成長により組織が粗大化し、機械的性質の劣化（例えば
強度および延性の低下）が起こる。Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ
合金では溶体化時効硬化という熱処理を施すことにより
強度上昇を得ることができるものの、溶体化処理後の冷
却において水焼き入れ等の急速冷却が必要であることか
ら、超塑性成形部材には適用がほとんど不可能である。
すなわち、超塑性成形は主に薄板に適用され、薄板部材
に水焼き入れを施すと熱応力による焼き入れ歪が生じ、
製品として機能しえない。
【０００５】さらに、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金ではその
高い成形温度に起因して、成形コストの低減も限られた
ものとなっており、より低温において超塑性成形が可能
であるチタン合金の開発が試みられている（“Enhanced
Superplasticity and Strength in Modified Ti-6Al-4
V Alloys”，J.A.Wert and N.E.Paton，Metallurgical
Transactions A,Volume 14A,December 1983,ｐ．2535−
2544、以下先行技術２と称する）。
高い成形温度に起因して、成形コストの低減も限られた
ものとなっており、より低温において超塑性成形が可能
であるチタン合金の開発が試みられている（“Enhanced
Superplasticity and Strength in Modified Ti-6Al-4
V Alloys”，J.A.Wert and N.E.Paton，Metallurgical
Transactions A,Volume 14A,December 1983,ｐ．2535−
2544、以下先行技術２と称する）。
【０００６】このような先行技術２に示された要求に従
って、本発明者らの一部は、超塑性成形温度をこのＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ合金より１００℃以上低下させた超塑性
成形用チタン合金を開発するに至った（特開平３−２７
４２３８、以下先行技術３と称する）。すなわち、Ｔｉ
−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅを代表組成とする
合金を用いることにより、超塑性成形温度を著しく低下
させることができる。
って、本発明者らの一部は、超塑性成形温度をこのＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ合金より１００℃以上低下させた超塑性
成形用チタン合金を開発するに至った（特開平３−２７
４２３８、以下先行技術３と称する）。すなわち、Ｔｉ
−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅを代表組成とする
合金を用いることにより、超塑性成形温度を著しく低下
させることができる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記先
行技術１〜３において以下の３つの解決すべき課題が残
されている。第１に、超塑性成形後の溶体化処理におい
て焼き入れ歪みがもたらされると共に、溶体化処理およ
びその後の熱処理によっては必ずしも高強度、高延性が
得られない。
行技術１〜３において以下の３つの解決すべき課題が残
されている。第１に、超塑性成形後の溶体化処理におい
て焼き入れ歪みがもたらされると共に、溶体化処理およ
びその後の熱処理によっては必ずしも高強度、高延性が
得られない。
【０００８】第２に、超塑性部材にあらためて溶体化処
理を施すことは、コスト上好ましくなく、それに代わる
効率的な製造技術の確立が望まれている。第３に、超塑
性成形による材質劣化が生じ、強度および延性が低下し
やすい。
理を施すことは、コスト上好ましくなく、それに代わる
効率的な製造技術の確立が望まれている。第３に、超塑
性成形による材質劣化が生じ、強度および延性が低下し
やすい。
【０００９】第４に、優れた拡散接合強度を達成するこ
とができる超塑性成形・拡散接合プロセスを確立するこ
とが望まれている。この発明はかかる事情に鑑みてなさ
れたものであって、その目的は、第１に、超塑性成形後
の焼き入れ歪をもたらすことなく、また改めて溶体化処
理を施すことを必要としない組成を有し、超塑性成形後
の冷却条件およびその後の熱処理条件を適正化すること
により、高強度、高延性を有する（α＋β）型チタン合
金超塑性成形部材を製造することができる方法を提供す
ることにある。
とができる超塑性成形・拡散接合プロセスを確立するこ
とが望まれている。この発明はかかる事情に鑑みてなさ
れたものであって、その目的は、第１に、超塑性成形後
の焼き入れ歪をもたらすことなく、また改めて溶体化処
理を施すことを必要としない組成を有し、超塑性成形後
の冷却条件およびその後の熱処理条件を適正化すること
により、高強度、高延性を有する（α＋β）型チタン合
金超塑性成形部材を製造することができる方法を提供す
ることにある。
【００１０】第２に、高強度、高延性の超塑性成形部材
を効率的に得ることができる（α＋β）型チタン合金超
塑性成形部材の製造方法を提供することにある。第３
に、超塑性成形による材質劣化が少なく、さらに優れた
高強度、高延性を有する（α＋β）型チタン合金の超塑
性成形部材の製造方法を提供することにある。
を効率的に得ることができる（α＋β）型チタン合金超
塑性成形部材の製造方法を提供することにある。第３
に、超塑性成形による材質劣化が少なく、さらに優れた
高強度、高延性を有する（α＋β）型チタン合金の超塑
性成形部材の製造方法を提供することにある。
【００１１】第４に、優れた拡散接合強度を達成するこ
とができる拡散接合工程を備えた、（α＋β）型チタン
合金の超塑性成形部材の製造方法を提供することにあ
る。なお、以下の観点から、超塑性成形後の強度目標目
安としてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の５％向上である１０
５ｋｇｆ／ｍｍ2 、好ましくは１０％向上の１１０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 とした。すなわち、上記先行技術１には、Ｔ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では超塑性成形後に５〜１０％の
強度低下が起こり、超塑性成形後の引張強さは約１００
ｋｇｆ／ｍｍ2 であることが記載されている。通常、新
らしい材料や新プロセスが採用されるためには、５％な
いし１０％以上の特性の向上が必要と言われているた
め、本願においてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の５％ない
し１０％向上を一応の目標とした。
とができる拡散接合工程を備えた、（α＋β）型チタン
合金の超塑性成形部材の製造方法を提供することにあ
る。なお、以下の観点から、超塑性成形後の強度目標目
安としてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の５％向上である１０
５ｋｇｆ／ｍｍ2 、好ましくは１０％向上の１１０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 とした。すなわち、上記先行技術１には、Ｔ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では超塑性成形後に５〜１０％の
強度低下が起こり、超塑性成形後の引張強さは約１００
ｋｇｆ／ｍｍ2 であることが記載されている。通常、新
らしい材料や新プロセスが採用されるためには、５％な
いし１０％以上の特性の向上が必要と言われているた
め、本願においてはＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の５％ない
し１０％向上を一応の目標とした。
【００１２】
【課題を解決するための手段および作用】本発明者ら
は、このような特性を有する合金および製造条件を見出
すべく鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。すな
わち、上記先行技術３に開示されている化学組成を有す
る（α＋β）型チタン合金の一部が、上記課題を解決す
るに当たって適当な成分の合金であるということであ
る。そして、これらの合金を超塑性成形した後、以下に
述べる方法で熱処理することにより、今までにない高強
度、高延性を有する超塑性成形部材の製造技術を確立す
るとともに、拡散接合においても優れた強度を有する成
形部材の製造が可能となることを見出した。この点に着
目してさらに詳細に研究した結果、先行技術３に含まれ
なくても同様の効果が得られる組成が存在することも見
出した。
は、このような特性を有する合金および製造条件を見出
すべく鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。すな
わち、上記先行技術３に開示されている化学組成を有す
る（α＋β）型チタン合金の一部が、上記課題を解決す
るに当たって適当な成分の合金であるということであ
る。そして、これらの合金を超塑性成形した後、以下に
述べる方法で熱処理することにより、今までにない高強
度、高延性を有する超塑性成形部材の製造技術を確立す
るとともに、拡散接合においても優れた強度を有する成
形部材の製造が可能となることを見出した。この点に着
目してさらに詳細に研究した結果、先行技術３に含まれ
なくても同様の効果が得られる組成が存在することも見
出した。
【００１３】具体的には、上記第１および第２の課題に
ついては、上述の観点から化学成分組成を規定し、超塑
性成形後、成形体に熱歪をもたらすことが無く、しかも
時効処理後に高強度、高延性をもたらすことが可能であ
るような適正な冷却速度で溶体化処理後の冷却を行い、
しかもその後適正な温度範囲において時効処理すること
により解決することが可能であることを見出した。
ついては、上述の観点から化学成分組成を規定し、超塑
性成形後、成形体に熱歪をもたらすことが無く、しかも
時効処理後に高強度、高延性をもたらすことが可能であ
るような適正な冷却速度で溶体化処理後の冷却を行い、
しかもその後適正な温度範囲において時効処理すること
により解決することが可能であることを見出した。
【００１４】また、第３の課題については、超塑性成形
中の組織の粗大化が起こらないような最適超塑性成形温
度にて成形後、成形部材を室温に冷却することなく所定
温度に昇温し、しかる後に上記熱処理を施すことにより
解決され、しかもさらなる高強度化が達成されることを
見い出した。
中の組織の粗大化が起こらないような最適超塑性成形温
度にて成形後、成形部材を室温に冷却することなく所定
温度に昇温し、しかる後に上記熱処理を施すことにより
解決され、しかもさらなる高強度化が達成されることを
見い出した。
【００１５】さらに、第４の課題については、超塑性成
形後に、成形体の温度を上昇させて拡散接合を行うこと
により、接合強度と成形体の強度の両方を同時に上昇さ
せることが可能であり、超塑性成形・拡散接合プロセス
を確立することができることを見い出した。
形後に、成形体の温度を上昇させて拡散接合を行うこと
により、接合強度と成形体の強度の両方を同時に上昇さ
せることが可能であり、超塑性成形・拡散接合プロセス
を確立することができることを見い出した。
【００１６】この発明は以上の知見に基づいてなされた
ものであり、第１に、Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、
Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜２．８５
ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、Ｏ：０．０
１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型チタン合金
を超塑性成形した後、０．０５〜５℃／秒の冷却速度に
て冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲にて時
効硬化処理を施すことを特徴とする超塑性成形部材の製
造方法を提供するものである。
ものであり、第１に、Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、
Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜２．８５
ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、Ｏ：０．０
１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型チタン合金
を超塑性成形した後、０．０５〜５℃／秒の冷却速度に
て冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲にて時
効硬化処理を施すことを特徴とする超塑性成形部材の製
造方法を提供するものである。
【００１７】また、第２に、Ａｌ：３．４５〜５．０ｗ
ｔ％、Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜
２．８５ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、
Ｏ：０．０１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型
チタン合金を超塑性成形した後、超塑性成形温度より５
℃以上高くかつβ変態点未満の温度に昇温し、０．０５
〜５℃／秒の冷却速度にて冷却し、引き続き４００〜６
００℃の温度範囲にて時効硬化処理を施すことを特徴と
する超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
ｔ％、Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜
２．８５ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、
Ｏ：０．０１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型
チタン合金を超塑性成形した後、超塑性成形温度より５
℃以上高くかつβ変態点未満の温度に昇温し、０．０５
〜５℃／秒の冷却速度にて冷却し、引き続き４００〜６
００℃の温度範囲にて時効硬化処理を施すことを特徴と
する超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
【００１８】第３に、上記第２の発明において、超塑性
成形した後の昇温温度を超塑性成形温度より２５℃以上
高くかつβ変態点未満の温度に設定することを特徴とす
る超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
成形した後の昇温温度を超塑性成形温度より２５℃以上
高くかつβ変態点未満の温度に設定することを特徴とす
る超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
【００１９】第４に、Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、
Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜２．８５
ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、Ｏ：０．０
１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型チタン合金
を超塑性成形した後、超塑性成形温度より５℃以上高く
かつβ変態点未満の温度に昇温し、その温度において拡
散接合を行った後、成形体を０．０５〜５℃／秒の冷却
速度にて冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲
にて時効硬化処理を施すことを特徴とする超塑性成形部
材の製造方法を提供するものである。
Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．８５〜２．８５
ｗｔ％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、Ｏ：０．０
１〜０．２５ｗｔ％を含有する（α＋β）型チタン合金
を超塑性成形した後、超塑性成形温度より５℃以上高く
かつβ変態点未満の温度に昇温し、その温度において拡
散接合を行った後、成形体を０．０５〜５℃／秒の冷却
速度にて冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲
にて時効硬化処理を施すことを特徴とする超塑性成形部
材の製造方法を提供するものである。
【００２０】第５に、上記第４の発明において、超塑性
成形した後の昇温温度を超塑性成形温度より２５℃以上
高くかつβ変態点未満の温度に設定することを特徴とす
る超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
成形した後の昇温温度を超塑性成形温度より２５℃以上
高くかつβ変態点未満の温度に設定することを特徴とす
る超塑性成形部材の製造方法を提供するものである。
【００２１】以下、本発明について具体的に説明する。
先ず、本発明において、化学成分組成を上述したように
限定した理由について述べる。
先ず、本発明において、化学成分組成を上述したように
限定した理由について述べる。
【００２２】Ａｌ（アルミニウム）：Ａｌはα安定化元
素の一つであり、（α＋β）型Ｔｉ合金には必須の元素
である。しかし、Ａｌ量が３．４５ｗｔ％未満では（α
＋β）型Ｔｉ合金になりにくく、十分な強度が得られな
い。一方、Ａｌ量が５ｗｔ％を超えると、加工性、特に
冷間での加工性を著しく劣化させ、また、疲労寿命強度
を低下させる。したがって、Ａｌ量を３．４５〜５ｗｔ
％に規定した。
素の一つであり、（α＋β）型Ｔｉ合金には必須の元素
である。しかし、Ａｌ量が３．４５ｗｔ％未満では（α
＋β）型Ｔｉ合金になりにくく、十分な強度が得られな
い。一方、Ａｌ量が５ｗｔ％を超えると、加工性、特に
冷間での加工性を著しく劣化させ、また、疲労寿命強度
を低下させる。したがって、Ａｌ量を３．４５〜５ｗｔ
％に規定した。
【００２３】Ｏ（酸素）：Ｏは通常のα＋β型Ｔｉ合金
と同量が望ましいが、Ｏ量が０．０１ｗｔ％未満では、
強度上昇への寄与が十分でなく、一方、Ｏ量が０．２５
ｗｔ％を超えると延性が劣化する。したがって、Ｏ量を
０．０１〜０．２５ｗｔ％の範囲に規定した。
と同量が望ましいが、Ｏ量が０．０１ｗｔ％未満では、
強度上昇への寄与が十分でなく、一方、Ｏ量が０．２５
ｗｔ％を超えると延性が劣化する。したがって、Ｏ量を
０．０１〜０．２５ｗｔ％の範囲に規定した。
【００２４】Ｖ（バナジウム）：Ｖは、β相を安定化さ
せる効果は小さいが、β変態点を大きく低下させる重要
な元素である。しかしながら、Ｖ含有量が２．１ｗｔ％
未満では、β変態点の低下が十分でなく、また、β相を
安定化する効果が得られない。一方、Ｖ含有量が５．０
ｗｔ％を超えると、β相の安定度が大きくなりすぎて、
時効処理による強度上昇が十分に得られず、また、Ｖは
高価な元素であるので、コスト高となる。したがって、
Ｖ含有量を２．１〜５．０ｗｔ％の範囲内に規定した。
せる効果は小さいが、β変態点を大きく低下させる重要
な元素である。しかしながら、Ｖ含有量が２．１ｗｔ％
未満では、β変態点の低下が十分でなく、また、β相を
安定化する効果が得られない。一方、Ｖ含有量が５．０
ｗｔ％を超えると、β相の安定度が大きくなりすぎて、
時効処理による強度上昇が十分に得られず、また、Ｖは
高価な元素であるので、コスト高となる。したがって、
Ｖ含有量を２．１〜５．０ｗｔ％の範囲内に規定した。
【００２５】Ｍｏ（モリブテン）：Ｍｏは、β相を安定
化させ、粒成長を抑制する効果を有する。しかしなが
ら、Ｍｏ含有量が、０．８５ｗｔ％未満では、焼鈍中に
結晶粒が粗大化し上述した所望の効果が得られない。一
方、Ｍｏ含有量が２．８５ｗｔ％を超えると、β相が安
定化しすぎて、時効処理による強度の上昇が望めない。
したがって、Ｍｏ含有量を０．８５〜２．８５ｗｔ％の
範囲に規定した。
化させ、粒成長を抑制する効果を有する。しかしなが
ら、Ｍｏ含有量が、０．８５ｗｔ％未満では、焼鈍中に
結晶粒が粗大化し上述した所望の効果が得られない。一
方、Ｍｏ含有量が２．８５ｗｔ％を超えると、β相が安
定化しすぎて、時効処理による強度の上昇が望めない。
したがって、Ｍｏ含有量を０．８５〜２．８５ｗｔ％の
範囲に規定した。
【００２６】Ｆｅ（鉄）：Ｆｅは、β相を安定化させ、
特にβ相を強化するとともに、溶体化時効処理後の強度
上昇に大きく寄与する。またチタン中での拡散速度が大
きいことから、超塑性成形時の変型抵抗を下げる効果を
有すると共に、拡散接合性を向上させる働きがある。し
かしながら、Ｆｅ含有量が、０．８５ｗｔ％未満では、
強化の効果が十分でなく、また超塑性成形時の変形抵抗
を低下させる効果および拡散接合性を向上させる効果が
いずれも十分でない。一方、Ｆｅ含有量が３．１５ｗｔ
％を越えると、β相が安定化しすぎて、超塑性特性が劣
化するとともに、時効処理時の強度の上昇が望めない。
したがって、Ｆｅ含有量を０．８５〜３．１５ｗｔ％の
範囲に規定した。
特にβ相を強化するとともに、溶体化時効処理後の強度
上昇に大きく寄与する。またチタン中での拡散速度が大
きいことから、超塑性成形時の変型抵抗を下げる効果を
有すると共に、拡散接合性を向上させる働きがある。し
かしながら、Ｆｅ含有量が、０．８５ｗｔ％未満では、
強化の効果が十分でなく、また超塑性成形時の変形抵抗
を低下させる効果および拡散接合性を向上させる効果が
いずれも十分でない。一方、Ｆｅ含有量が３．１５ｗｔ
％を越えると、β相が安定化しすぎて、超塑性特性が劣
化するとともに、時効処理時の強度の上昇が望めない。
したがって、Ｆｅ含有量を０．８５〜３．１５ｗｔ％の
範囲に規定した。
【００２７】なお、通常（α＋β）型チタン合金に含有
される不純物元素、および本発明の効果に影響を与えな
い他の添加元素は許容される。次に、超塑性成形後の冷
却条件や熱処理条件の限定理由について説明する。
される不純物元素、および本発明の効果に影響を与えな
い他の添加元素は許容される。次に、超塑性成形後の冷
却条件や熱処理条件の限定理由について説明する。
【００２８】超塑性成形後の冷却速度は、熱歪が発生し
ないような速すぎない冷却速度であるとともに、時効処
理後において十分な強度上昇が得られるような遅すぎな
い冷却速度である必要がある。また、あまり冷却速度が
速すぎると、時効処理後の強度が高くなりすぎて、延性
が失われ、実用部材として供用に耐えない。従って、こ
れらを考慮して超塑性成形後の冷却速度を０．０５〜５
℃／秒に規定した。
ないような速すぎない冷却速度であるとともに、時効処
理後において十分な強度上昇が得られるような遅すぎな
い冷却速度である必要がある。また、あまり冷却速度が
速すぎると、時効処理後の強度が高くなりすぎて、延性
が失われ、実用部材として供用に耐えない。従って、こ
れらを考慮して超塑性成形後の冷却速度を０．０５〜５
℃／秒に規定した。
【００２９】図１にＴｉ−４．３８％Ａｌ−３．０２％
Ｖ−２．０３％Ｍｏ−１．９１％Ｆｅ−０．０８５％Ｏ
合金を７９５℃にて超塑性成形を行なった後、各種冷却
速度にて室温まで冷却し、その後、５１０℃にて６時間
の時効処理を施した超塑性成形部材の室温引張特性を示
す。図１から明らかなように、０．０５℃／秒未満の冷
却速度では、時効処理後の強度上昇が得られない。一
方、５℃／秒を超える冷却速度で冷却した場合には、強
度は高いものの延性の劣化が認められ、伸び値が５％未
満と実用上問題がある。また、５℃／秒を越える冷却速
度の場合には、超塑性成形後の成形体に大きな熱歪がも
たらされた。
Ｖ−２．０３％Ｍｏ−１．９１％Ｆｅ−０．０８５％Ｏ
合金を７９５℃にて超塑性成形を行なった後、各種冷却
速度にて室温まで冷却し、その後、５１０℃にて６時間
の時効処理を施した超塑性成形部材の室温引張特性を示
す。図１から明らかなように、０．０５℃／秒未満の冷
却速度では、時効処理後の強度上昇が得られない。一
方、５℃／秒を超える冷却速度で冷却した場合には、強
度は高いものの延性の劣化が認められ、伸び値が５％未
満と実用上問題がある。また、５℃／秒を越える冷却速
度の場合には、超塑性成形後の成形体に大きな熱歪がも
たらされた。
【００３０】時効処理温度が４００℃未満では、温度が
低すぎて時効処理後の強度が上昇しない。一方、時効処
理温度が６００℃を越えると、一旦強度が上昇しても、
すぐに軟化して好ましくない。従って、時効処理温度を
４００〜６００℃に規定した。
低すぎて時効処理後の強度が上昇しない。一方、時効処
理温度が６００℃を越えると、一旦強度が上昇しても、
すぐに軟化して好ましくない。従って、時効処理温度を
４００〜６００℃に規定した。
【００３１】以上のような条件により、高強度、高延性
の（α＋β）型チタン合金を得ることができるが、超塑
性成形後、成形体の温度を所定範囲で上昇させた後、上
記条件にて冷却および時効処理を施すことにより超塑性
成形による材質劣化が抑制され、さらに高強度を得るこ
とができる。この際に、上昇させる温度幅が５℃未満で
はその効果が認められず、また、上昇させる温度がその
材料のβ変態点以上となるとミクロ組織の粗大化が起こ
り、時効処理後の機械的性質、特に延性が劣化する。従
って、この際の上昇させる温度を超塑性成形温度より５
℃以上高くしかもβ変態点未満と規定した。さらなる高
強度化のためには上昇させる温度を超塑性成形温度より
２５℃以上高くすることが好ましい。なお、この場合の
昇温処理は、成形体を室温に冷却することなく超塑性成
形装置内において行うことが望ましい。
の（α＋β）型チタン合金を得ることができるが、超塑
性成形後、成形体の温度を所定範囲で上昇させた後、上
記条件にて冷却および時効処理を施すことにより超塑性
成形による材質劣化が抑制され、さらに高強度を得るこ
とができる。この際に、上昇させる温度幅が５℃未満で
はその効果が認められず、また、上昇させる温度がその
材料のβ変態点以上となるとミクロ組織の粗大化が起こ
り、時効処理後の機械的性質、特に延性が劣化する。従
って、この際の上昇させる温度を超塑性成形温度より５
℃以上高くしかもβ変態点未満と規定した。さらなる高
強度化のためには上昇させる温度を超塑性成形温度より
２５℃以上高くすることが好ましい。なお、この場合の
昇温処理は、成形体を室温に冷却することなく超塑性成
形装置内において行うことが望ましい。
【００３２】また、超塑性成形後、その温度において拡
散接合を行っても十分な接合強度を得ることができる
が、超塑性成形後、超塑性成形体の温度を所定範囲で上
昇させて拡散接合を行い、その後、上記条件にて冷却お
よび時効処理を施すと、さらに高い接合強度を得ること
ができる。この際に、上昇させる温度幅が５℃未満では
その効果が認められず、また、上昇させる温度がその材
料のβ変態点以上となるとミクロ組織の粗大化が起こ
り、時効処理後の機械的性質、特に延性が劣化し、好ま
しくない。従って、この際の上昇させる温度を超塑性成
形温度より５℃以上高くしかもβ変態点未満と規定し
た。さらなる高強度化のためには上昇させる温度を超塑
性成形温度より２５℃以上高くすることが好ましい。な
お、この場合にも昇温処理は、成形体を室温に冷却する
ことなく超塑性成形装置内において行うことが望まし
い。
散接合を行っても十分な接合強度を得ることができる
が、超塑性成形後、超塑性成形体の温度を所定範囲で上
昇させて拡散接合を行い、その後、上記条件にて冷却お
よび時効処理を施すと、さらに高い接合強度を得ること
ができる。この際に、上昇させる温度幅が５℃未満では
その効果が認められず、また、上昇させる温度がその材
料のβ変態点以上となるとミクロ組織の粗大化が起こ
り、時効処理後の機械的性質、特に延性が劣化し、好ま
しくない。従って、この際の上昇させる温度を超塑性成
形温度より５℃以上高くしかもβ変態点未満と規定し
た。さらなる高強度化のためには上昇させる温度を超塑
性成形温度より２５℃以上高くすることが好ましい。な
お、この場合にも昇温処理は、成形体を室温に冷却する
ことなく超塑性成形装置内において行うことが望まし
い。
【００３３】
【実施例】次に、この発明の実施例について詳細に説明
する。 （実施例１）Ａｌ：４．３８ｗｔ％、Ｖ：３．０２ｗｔ
％、Ｍｏ：２．０３ｗｔ％、Ｆｅ：１．９１ｗｔ％、
Ｏ：０．０８５ｗｔ％、Ｃ：０．０１ｗｔ％、Ｎ：０．
００６ｗｔ％、Ｈ：０．００８５ｗｔ％を含有し、β変
態点が８９５℃の（α＋β）型チタン合金のインゴット
を、β域に加熱し鍛造した後、（α＋β）域に加熱し、
熱間圧延により厚さ２ｍｍの薄板とした。この板材を７
９５℃にて超塑性成形した後、０．００５〜３０℃／秒
の冷却速度にて室温まで冷却し、しかる後５１０℃にて
６時間の時効硬化処理を施した。その際の冷却速度と室
温引張特性の関係を表１および図１に示す。
する。 （実施例１）Ａｌ：４．３８ｗｔ％、Ｖ：３．０２ｗｔ
％、Ｍｏ：２．０３ｗｔ％、Ｆｅ：１．９１ｗｔ％、
Ｏ：０．０８５ｗｔ％、Ｃ：０．０１ｗｔ％、Ｎ：０．
００６ｗｔ％、Ｈ：０．００８５ｗｔ％を含有し、β変
態点が８９５℃の（α＋β）型チタン合金のインゴット
を、β域に加熱し鍛造した後、（α＋β）域に加熱し、
熱間圧延により厚さ２ｍｍの薄板とした。この板材を７
９５℃にて超塑性成形した後、０．００５〜３０℃／秒
の冷却速度にて室温まで冷却し、しかる後５１０℃にて
６時間の時効硬化処理を施した。その際の冷却速度と室
温引張特性の関係を表１および図１に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】これらから、超塑性成形後の冷却速度が
０．０５℃／秒未満では強度上昇が得られず、また冷却
速度が５℃／秒を超えると、高い強度は得られるものの
伸び値が５％未満と実用上問題があることがわかる。そ
して、冷却速度が０．０５〜５℃／秒であれば、強度お
よび伸びのいずれもが良好な値であることが確認され
た。
０．０５℃／秒未満では強度上昇が得られず、また冷却
速度が５℃／秒を超えると、高い強度は得られるものの
伸び値が５％未満と実用上問題があることがわかる。そ
して、冷却速度が０．０５〜５℃／秒であれば、強度お
よび伸びのいずれもが良好な値であることが確認され
た。
【００３６】また、表１には、超塑性成形・冷却後の成
形体の熱歪量と冷却速度の関係を併せて示すが、冷却速
度が５℃／秒を超えると著しい熱歪の発生が認められ
る。なお、熱歪量は図３に示すように超塑性成形体を水
平な定盤の上に置いた時にその定盤からの浮き上がり高
さの最大値を成形体の辺の長さで除した値で評価した。
形体の熱歪量と冷却速度の関係を併せて示すが、冷却速
度が５℃／秒を超えると著しい熱歪の発生が認められ
る。なお、熱歪量は図３に示すように超塑性成形体を水
平な定盤の上に置いた時にその定盤からの浮き上がり高
さの最大値を成形体の辺の長さで除した値で評価した。
【００３７】次に、上記化学組成を有するチタン合金薄
板を同様に７９５℃にて超塑性成形した後、１℃／秒の
冷却速度にて室温まで冷却し、その後３００〜７００℃
の温度範囲にて１時間の時効処理を施し、室温引張特性
を評価した。その結果を表２および図２に示す。
板を同様に７９５℃にて超塑性成形した後、１℃／秒の
冷却速度にて室温まで冷却し、その後３００〜７００℃
の温度範囲にて１時間の時効処理を施し、室温引張特性
を評価した。その結果を表２および図２に示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】表２および図２から明らかなように、時効
処理温度が４００℃未満では時効硬化が十分でなく、ま
たその温度が６００℃を越えると過時効による軟化が起
こり、１１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の目標とする強度が得
られない。
処理温度が４００℃未満では時効硬化が十分でなく、ま
たその温度が６００℃を越えると過時効による軟化が起
こり、１１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の目標とする強度が得
られない。
【００４０】（実施例２）Ａｌ：４．５２ｗｔ％、Ｖ：
３．２１ｗｔ％、Ｍｏ：１．８９ｗｔ％、Ｆｅ：２．０
７ｗｔ％、Ｏ：０．１１４ｗｔ％、Ｃ：０．０１ｗｔ
％、Ｎ：０．００８ｗｔ％、Ｈ：０．００４５ｗｔ％を
含有し、β変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン合金
のインゴットを、β域に加熱・鍛造後、（α＋β）域に
加熱し、熱間圧延により厚さ３ｍｍの薄板とした。この
板材を７７５℃にて超塑性成形した後、成形体を７７８
℃（超塑性成形温度＋３℃）から９１５℃（β変態点＋
１０℃）の各温度に昇温し、その後０．５℃／秒の冷却
速度にて室温まで冷却し、引き続き４８０℃にて３時間
の時効処理を施した。この際の超塑性成形後の昇温温度
と時効処理後の引張特性の関係を表３および図４に示
す。超塑性成形後、昇温しないで０．５℃／秒の冷却速
度にて室温まで冷却し、４８０℃、３時間の時効処理を
施した材料の引張特性も比較のため表３に示す。
３．２１ｗｔ％、Ｍｏ：１．８９ｗｔ％、Ｆｅ：２．０
７ｗｔ％、Ｏ：０．１１４ｗｔ％、Ｃ：０．０１ｗｔ
％、Ｎ：０．００８ｗｔ％、Ｈ：０．００４５ｗｔ％を
含有し、β変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン合金
のインゴットを、β域に加熱・鍛造後、（α＋β）域に
加熱し、熱間圧延により厚さ３ｍｍの薄板とした。この
板材を７７５℃にて超塑性成形した後、成形体を７７８
℃（超塑性成形温度＋３℃）から９１５℃（β変態点＋
１０℃）の各温度に昇温し、その後０．５℃／秒の冷却
速度にて室温まで冷却し、引き続き４８０℃にて３時間
の時効処理を施した。この際の超塑性成形後の昇温温度
と時効処理後の引張特性の関係を表３および図４に示
す。超塑性成形後、昇温しないで０．５℃／秒の冷却速
度にて室温まで冷却し、４８０℃、３時間の時効処理を
施した材料の引張特性も比較のため表３に示す。
【００４１】
【表３】
【００４２】これらから、超塑性成形後、成形体をβ変
態点未満の温度でしかも５℃以上昇温することにより、
強度上昇が得られることが確認された。特に、超塑性成
形温度＋２５℃以上の温度に昇温したものについてはよ
り高い強度が得られた。
態点未満の温度でしかも５℃以上昇温することにより、
強度上昇が得られることが確認された。特に、超塑性成
形温度＋２５℃以上の温度に昇温したものについてはよ
り高い強度が得られた。
【００４３】（実施例３）実施例２に示すチタン合金薄
板（板厚３ｍｍ）を８１０℃にて超塑性成形し、引き続
きその温度で拡散接合を行い、その後１℃／秒にて室温
まで冷却し、５１０℃にて６時間の時効処理を施した。
この際の超塑性成形部の引張特性を表４に示す。
板（板厚３ｍｍ）を８１０℃にて超塑性成形し、引き続
きその温度で拡散接合を行い、その後１℃／秒にて室温
まで冷却し、５１０℃にて６時間の時効処理を施した。
この際の超塑性成形部の引張特性を表４に示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】この結果から超塑性成形後、拡散接合を行
ったものにおいても、実施例２と同様の効果が得られる
ことが確認された。 （実施例４）実施例１に示すチタン合金薄板（板厚２ｍ
ｍ）を７９５℃にて超塑性成形し、引き続き８２０℃に
昇温し、その温度で拡散接合を行い、その後１℃／秒に
て室温まで冷却し、５１０℃にて３時間の時効処理を施
した。この際の超塑性成形部の引張特性を表５に示す。
ったものにおいても、実施例２と同様の効果が得られる
ことが確認された。 （実施例４）実施例１に示すチタン合金薄板（板厚２ｍ
ｍ）を７９５℃にて超塑性成形し、引き続き８２０℃に
昇温し、その温度で拡散接合を行い、その後１℃／秒に
て室温まで冷却し、５１０℃にて３時間の時効処理を施
した。この際の超塑性成形部の引張特性を表５に示す。
【００４６】
【表５】
【００４７】表５から明らかなように、超塑性成形後、
昇温し拡散接合を行ったものにおいても、実施例２と同
様の効果が得られた。 （実施例５）実施例１に示すチタン合金薄板（板厚２ｍ
ｍ）を７７５℃にて超塑性成形し、引き続き７７８〜９
１０℃に昇温し、その温度で拡散接合を行い、その後
０．５℃／秒にて室温まで冷却し、５１０℃にて６時間
の時効処理を施した。拡散接合温度と拡散接合部の接合
強度の関係を表６および図５に、また拡散接合温度と超
塑性成形部の強度の関係を表７および図６に示す。
昇温し拡散接合を行ったものにおいても、実施例２と同
様の効果が得られた。 （実施例５）実施例１に示すチタン合金薄板（板厚２ｍ
ｍ）を７７５℃にて超塑性成形し、引き続き７７８〜９
１０℃に昇温し、その温度で拡散接合を行い、その後
０．５℃／秒にて室温まで冷却し、５１０℃にて６時間
の時効処理を施した。拡散接合温度と拡散接合部の接合
強度の関係を表６および図５に、また拡散接合温度と超
塑性成形部の強度の関係を表７および図６に示す。
【００４８】
【表６】
【００４９】
【表７】 これらから、超塑性成形後、昇温して拡散接合を行うこ
とにより接合強度が上昇するとともに、超塑性成形部の
強度も上昇することが確認される。
とにより接合強度が上昇するとともに、超塑性成形部の
強度も上昇することが確認される。
【００５０】
【発明の効果】本発明によれば、高強度・高延性を有す
る（α＋β）型チタン合金の超塑性成形部材を確実にか
つ効率良く得ることができ、超塑性成形法の適用可能範
囲を広げることができる。また、超塑性成形・拡散接合
プロセスにおいて、高い拡散接合強度と超塑性成形部の
強度を同時に得ることができ、本発明により製造された
チタン合金部材は、宇宙航空および民生分野において広
く利用することができる。
る（α＋β）型チタン合金の超塑性成形部材を確実にか
つ効率良く得ることができ、超塑性成形法の適用可能範
囲を広げることができる。また、超塑性成形・拡散接合
プロセスにおいて、高い拡散接合強度と超塑性成形部の
強度を同時に得ることができ、本発明により製造された
チタン合金部材は、宇宙航空および民生分野において広
く利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】超塑性成形後の冷却速度が時効処理後の引張特
性に及ぼす影響を示す図。
性に及ぼす影響を示す図。
【図２】超塑性成形体の引張強度に及ぼす時効処理温度
の影響を示す図。
の影響を示す図。
【図３】超塑性成形体の冷却後の熱歪量の測定方法を示
す図。
す図。
【図４】超塑性成形後の昇温温度が時効処理後の引張特
性に及ぼす影響を示す図。
性に及ぼす影響を示す図。
【図５】超塑性成形後の拡散接合温度が時効処理後の拡
散接合強度に及ぼす影響を示す図。
散接合強度に及ぼす影響を示す図。
【図６】超塑性成形後の拡散接合温度が時効処理後の引
張特性に及ぼす影響を示す図。
張特性に及ぼす影響を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 大内 千秋 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平２−173234（ＪＰ，Ａ) ＴＩＴＡＮＩＵＭ ‘93 Ｖｏｌ １ （Ｗｏｒｌｄ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｃｏ ｎｆｅｒｅｎｃｅ（７ｔｈ）Ｓａｎ Ｄ ｉｅｇｏ，Ｃａｌｉｆ．），ｐｐ．141 −148（1993) ＴＩＴＡＮＩＵＭ ‘80 Ｖｏｌ ２ （Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎ ｆｅｒｒｅｎｃｅ ｏｎ Ｔｉｔａｎｉ ｕｍ（４ｔｈ）Ｋｙｏｔｏ），ｐｐ. 1025−1031（1980) 材料とプロセス，Ｖｏｌ．３，Ｎｏ. ２，ｐ．348（1990) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/18 C22C 14/00
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、 Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、 Ｍｏ：０．８５〜２．８５ｗｔ％、 Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、 Ｏ：０．０１〜０．２５ｗｔ％ を含有する（α＋β）型チタン合金を超塑性成形した
後、０．０５〜５℃／秒の冷却速度にて冷却し、引き続
き４００〜６００℃の温度範囲にて時効硬化処理を施す
ことを特徴とする（α＋β）型チタン合金超塑性成形部
材の製造方法。 - 【請求項２】 Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、 Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、 Ｍｏ：０．８５〜２．８５ｗｔ％、 Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、 Ｏ：０．０１〜０．２５ｗｔ％ を含有する（α＋β）型チタン合金を超塑性成形した
後、超塑性成形温度より５℃以上高くかつβ変態点未満
の温度に昇温し均熱化した後、０．０５〜５℃／秒の冷
却速度にて冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範
囲にて時効硬化処理を施すことを特徴とする（α＋β）
型チタン合金超塑性成形部材の製造方法。 - 【請求項３】 超塑性成形した後の昇温温度を超塑性成
形温度より２５℃以上高くかつβ変態点未満の温度に設
定することを特徴とする請求項２に記載の（α＋β）型
チタン合金超塑性部材の製造方法。 - 【請求項４】 Ａｌ：３．４５〜５．０ｗｔ％、 Ｖ：２．１〜５．０ｗｔ％、 Ｍｏ：０．８５〜２．８５ｗｔ％、 Ｆｅ：０．８５〜３．１５ｗｔ％、 Ｏ：０．０１〜０．２５ｗｔ％ を含有する（α＋β）型チタン合金を超塑性成形した
後、超塑性成形装置内において超塑性成形温度より５℃
以上高くかつβ変態点未満の温度に昇温し、拡散接合を
行い、しかる後、０．０５〜５℃／秒の冷却速度にて冷
却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲にて時効硬
化処理を施すことを特徴とする（α＋β）型チタン合金
超塑性成形部材の製造方法。 - 【請求項５】 超塑性成形した後の昇温温度を超塑性成
形温度より２５℃以上高くかつβ変態点未満の温度に設
定することを特徴とする請求項４に記載の（α＋β）型
チタン合金超塑性部材の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6051640A JP2988246B2 (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法 |
| US08/389,026 US5516375A (en) | 1994-03-23 | 1995-02-15 | Method for making titanium alloy products |
| EP95301232A EP0683242B1 (en) | 1994-03-23 | 1995-02-27 | Method for making titanium alloy products |
| DE69509432T DE69509432T2 (de) | 1994-03-23 | 1995-02-27 | Verfahren zur Herstellung von Produkten aus Titanlegierung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6051640A JP2988246B2 (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07258810A JPH07258810A (ja) | 1995-10-09 |
| JP2988246B2 true JP2988246B2 (ja) | 1999-12-13 |
Family
ID=12892454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6051640A Expired - Fee Related JP2988246B2 (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5516375A (ja) |
| EP (1) | EP0683242B1 (ja) |
| JP (1) | JP2988246B2 (ja) |
| DE (1) | DE69509432T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| US5980655A (en) * | 1997-04-10 | 1999-11-09 | Oremet-Wah Chang | Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made therefrom |
| US6116070A (en) * | 1998-11-11 | 2000-09-12 | Advanced Research And Technology Institute | Superplastically-formed prosthetic components, and equipment for same |
| US6536110B2 (en) | 2001-04-17 | 2003-03-25 | United Technologies Corporation | Integrally bladed rotor airfoil fabrication and repair techniques |
| RU2203974C2 (ru) * | 2001-05-07 | 2003-05-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | Сплав на основе титана |
| JP4869506B2 (ja) * | 2001-07-04 | 2012-02-08 | 豊 三原 | マイクロ部品用金型およびその製造方法 |
| US20040221929A1 (en) | 2003-05-09 | 2004-11-11 | Hebda John J. | Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby |
| JP4264411B2 (ja) * | 2004-04-09 | 2009-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度α＋β型チタン合金 |
| US7837812B2 (en) * | 2004-05-21 | 2010-11-23 | Ati Properties, Inc. | Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging |
| RU2269584C1 (ru) * | 2004-07-30 | 2006-02-10 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Сплав на основе титана |
| US8337750B2 (en) | 2005-09-13 | 2012-12-25 | Ati Properties, Inc. | Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties |
| US7611592B2 (en) * | 2006-02-23 | 2009-11-03 | Ati Properties, Inc. | Methods of beta processing titanium alloys |
| US10053758B2 (en) * | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
| US8499605B2 (en) | 2010-07-28 | 2013-08-06 | Ati Properties, Inc. | Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium |
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