JP3409897B2 - チタン系合金 - Google Patents
チタン系合金Info
- Publication number
- JP3409897B2 JP3409897B2 JP30321693A JP30321693A JP3409897B2 JP 3409897 B2 JP3409897 B2 JP 3409897B2 JP 30321693 A JP30321693 A JP 30321693A JP 30321693 A JP30321693 A JP 30321693A JP 3409897 B2 JP3409897 B2 JP 3409897B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- alloy
- titanium
- crack
- alloys
- 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.)
- Expired - Lifetime
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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Chemically Coating (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度と靱性との組合
せを有するチタン系合金に関するものである。
せを有するチタン系合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】チタンの強度／重量比が要求されている
種々の構造物の施工における使用のためのチタン系合金
が知られている。圧力容器の建造及び潜水艦胴体におけ
るように、船舶構造物を含め構造物を製作するために板
状形の合金が組立てられているところでは、特にチタン
系合金が使用されている。これらの施工において、合金
は高強度及び靱性、特に破壊靱性の組合せを持つことが
重要である。これに関し、特に、合金を包含している構
造物が高圧下に使用されるとき、合金が欠陥の存在にお
けるクラックの開始及び伝搬による破損に抵抗を示すこ
とが重要である。更に、合金が溶接される及び溶接され
ない状態両方で、高強度と靱性を示すことが重要であ
る。これらのタイプの構造物が溶接により組立てられる
からである。船舶施工において、又合金が3.５％ NaCl
水溶液で、応力腐食割れ（ＳＣＣ）に高い抵抗の度合を
示すことも重要である。
種々の構造物の施工における使用のためのチタン系合金
が知られている。圧力容器の建造及び潜水艦胴体におけ
るように、船舶構造物を含め構造物を製作するために板
状形の合金が組立てられているところでは、特にチタン
系合金が使用されている。これらの施工において、合金
は高強度及び靱性、特に破壊靱性の組合せを持つことが
重要である。これに関し、特に、合金を包含している構
造物が高圧下に使用されるとき、合金が欠陥の存在にお
けるクラックの開始及び伝搬による破損に抵抗を示すこ
とが重要である。更に、合金が溶接される及び溶接され
ない状態両方で、高強度と靱性を示すことが重要であ
る。これらのタイプの構造物が溶接により組立てられる
からである。船舶施工において、又合金が3.５％ NaCl
水溶液で、応力腐食割れ（ＳＣＣ）に高い抵抗の度合を
示すことも重要である。
【０００３】この性質の組合せをもつチタン系合金はす
でに知られている。然しながら、高強度と靱性との望ま
れた組合せをえるこれらの一般的合金は、ニオブ及び／
又はタンタルの比較的高い含量を要求している。これら
は、高価な合金添加物であり、相当に合金のコストに添
加する。
でに知られている。然しながら、高強度と靱性との望ま
れた組合せをえるこれらの一般的合金は、ニオブ及び／
又はタンタルの比較的高い含量を要求している。これら
は、高価な合金添加物であり、相当に合金のコストに添
加する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の第１
の目的は、溶接された構造物の製造に使用されるであろ
う板の製造に適し、溶接された及び溶接されなかった状
態両者で高強度と靱性、特に破壊靱性を示し、3.５％ N
aCl 水溶液で応力腐食割れ（ＳＣＣ）に高度に抵抗性を
示すチタン系合金を提供することである。
の目的は、溶接された構造物の製造に使用されるであろ
う板の製造に適し、溶接された及び溶接されなかった状
態両者で高強度と靱性、特に破壊靱性を示し、3.５％ N
aCl 水溶液で応力腐食割れ（ＳＣＣ）に高度に抵抗性を
示すチタン系合金を提供することである。
【０００５】発明の付加的目的は、高価な合金元素の意
味のある添加を必要とせず比較的経済的な組成物であ
り、前記の性質をもつ合金を提供することである。
味のある添加を必要とせず比較的経済的な組成物であ
り、前記の性質をもつ合金を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明により、
本質的に質量％で、Ａl４％から５．５％、好ましくは
４．５％から５．５％又は５％；Ｓn２．５％まで（０
％を含まない）、好ましくは０．５％から１．５％又は
１％；Ｚr２．５％まで（０％を含まない）、好ましく
は０．５％から１．５％又は１％；Ｖ０．５％から２．
５％、好ましくは０．５％から１．５％又は１％；Ｍo
０．３％から１％、好ましくは０．６％から１％又は
０．８％；Ｓi０．１５％まで（０％を含まない）、好
ましくは０．０７％から０．１３％又は０．１％；Ｏ2
０．０４％から０．１２％、好ましくは０．０７％から
０．１１％又は０．０９％；Ｆe０．０１％から０．１
２％、好ましくは０．０１％から０．０９％又は０．０
７％及び残りＴi及び付帯的不純物よりなるチタン系合
金が提供されている。尚、以下の重量％記述は質量％を
意味する。
本質的に質量％で、Ａl４％から５．５％、好ましくは
４．５％から５．５％又は５％；Ｓn２．５％まで（０
％を含まない）、好ましくは０．５％から１．５％又は
１％；Ｚr２．５％まで（０％を含まない）、好ましく
は０．５％から１．５％又は１％；Ｖ０．５％から２．
５％、好ましくは０．５％から１．５％又は１％；Ｍo
０．３％から１％、好ましくは０．６％から１％又は
０．８％；Ｓi０．１５％まで（０％を含まない）、好
ましくは０．０７％から０．１３％又は０．１％；Ｏ2
０．０４％から０．１２％、好ましくは０．０７％から
０．１１％又は０．０９％；Ｆe０．０１％から０．１
２％、好ましくは０．０１％から０．０９％又は０．０
７％及び残りＴi及び付帯的不純物よりなるチタン系合
金が提供されている。尚、以下の重量％記述は質量％を
意味する。
【０００７】特に合金は、溶接された構造物の製造に適
している。この目的のため、典型的に合金は真空アーク
溶接され、鍛造され、それから板を作るように圧延され
る。板は望まれた組立て構造物を作るため溶接されるで
あろう。
している。この目的のため、典型的に合金は真空アーク
溶接され、鍛造され、それから板を作るように圧延され
る。板は望まれた組立て構造物を作るため溶接されるで
あろう。
【０００８】以降に論証されるであろうように、発明の
合金に関し、Alは降伏強さを与える目的に必要な合金添
加物であるが、若しAlが発明の限度以上であると、溶接
靱性に悪影響を及ぼすであろう。又一般に、高AlはＳＣ
Ｃ抵抗に悪影響を及ぼすことも知られている。Snは、降
伏強さを改善する見地から、Alと同じ機能をするが、こ
れに関するその効果は、Al程大でない。Zrは、靱性及び
特に溶接靱性に僅かな悪影響を及ぼしておだやかな強化
効果を与える。それ故、Zrは高強度と靱性との望まれた
組合せをえるため利点がある。Siは固溶体強化元素とし
て存在する。然しながら、Siが発明による限度を越える
と、溶解度限度を越すSi含量を生じるであろう。かくし
て意味のあるケイ化物形成を生じえ、合金の望まれた靱
性を劣化するであろう。これに関し、ケイ化物の存在を
少くし、均一に分散させる見地から、Zrはケイ化物分散
に利益的な影響を及ぼす。存在するケイ化物の微細均一
分散を持つことにより、靱性に関するケイ化物の悪影響
を減じる。Ｖはβ−安定化剤として存在している。存在
する量で、強度又は靱性に、それは意味のある効果を持
たないが、鍛造及び圧延特性を改善することが知られて
いる。合金に存在するMo量は、強度に効果を示さない
が、溶接されなかった靱性を有意に改善し、この点で必
須の合金添加物である。然しながら、発明によるMoに対
する上限を越えると、合金溶接物体の靱性が有意に悪影
響されるであろう。特に、この点に関し、Moに対する上
限が越えられると、硬化が、溶接熱をうけた領域に生
じ、この領域内で靱性の付帯的損失を生じるであろう。
発明の限度内のＯ2 の存在は、強度を改善するが、上限
を越すと、靱性に悪影響を持つであろう。又一般に、高
Ｏ2 はＳＣＣ抵抗を減じることも知られている。同様
に、Feは強化効果を与えるが、溶接靱性に悪影響を及ぼ
すであろう。それ故発明の限度内に制御されねばならな
い。実施例において、及び明細書と特許請求の範囲を通
じて、別に特定しない限り、すべての部及び％は重量％
である。
合金に関し、Alは降伏強さを与える目的に必要な合金添
加物であるが、若しAlが発明の限度以上であると、溶接
靱性に悪影響を及ぼすであろう。又一般に、高AlはＳＣ
Ｃ抵抗に悪影響を及ぼすことも知られている。Snは、降
伏強さを改善する見地から、Alと同じ機能をするが、こ
れに関するその効果は、Al程大でない。Zrは、靱性及び
特に溶接靱性に僅かな悪影響を及ぼしておだやかな強化
効果を与える。それ故、Zrは高強度と靱性との望まれた
組合せをえるため利点がある。Siは固溶体強化元素とし
て存在する。然しながら、Siが発明による限度を越える
と、溶解度限度を越すSi含量を生じるであろう。かくし
て意味のあるケイ化物形成を生じえ、合金の望まれた靱
性を劣化するであろう。これに関し、ケイ化物の存在を
少くし、均一に分散させる見地から、Zrはケイ化物分散
に利益的な影響を及ぼす。存在するケイ化物の微細均一
分散を持つことにより、靱性に関するケイ化物の悪影響
を減じる。Ｖはβ−安定化剤として存在している。存在
する量で、強度又は靱性に、それは意味のある効果を持
たないが、鍛造及び圧延特性を改善することが知られて
いる。合金に存在するMo量は、強度に効果を示さない
が、溶接されなかった靱性を有意に改善し、この点で必
須の合金添加物である。然しながら、発明によるMoに対
する上限を越えると、合金溶接物体の靱性が有意に悪影
響されるであろう。特に、この点に関し、Moに対する上
限が越えられると、硬化が、溶接熱をうけた領域に生
じ、この領域内で靱性の付帯的損失を生じるであろう。
発明の限度内のＯ2 の存在は、強度を改善するが、上限
を越すと、靱性に悪影響を持つであろう。又一般に、高
Ｏ2 はＳＣＣ抵抗を減じることも知られている。同様
に、Feは強化効果を与えるが、溶接靱性に悪影響を及ぼ
すであろう。それ故発明の限度内に制御されねばならな
い。実施例において、及び明細書と特許請求の範囲を通
じて、別に特定しない限り、すべての部及び％は重量％
である。
【０００９】
【好ましい実施態様の詳細な説明】上に論じたように、
構造物が環状の圧力施工に使用されるとき、高強度と靱
性との組合せが要求されている設計施工において、構造
物が製られている合金が、この環状圧力施工下クラック
伝搬に抵抗を示すことが重要である。ここに存在するデ
ータにより論証されるであろうように、発明の合金はエ
ネルギー靱性に関し改善をえており、その改善は驚くべ
きことに線型弾性破壊靱性に無関係である。
構造物が環状の圧力施工に使用されるとき、高強度と靱
性との組合せが要求されている設計施工において、構造
物が製られている合金が、この環状圧力施工下クラック
伝搬に抵抗を示すことが重要である。ここに存在するデ
ータにより論証されるであろうように、発明の合金はエ
ネルギー靱性に関し改善をえており、その改善は驚くべ
きことに線型弾性破壊靱性に無関係である。
【００１０】過去２０年間に、エアロスペース使用のた
めのように、破壊臨界合金のデザイナーは、設計に線型
−弾性破壊力学（ＬＥＦＭ）法を使用している。この方
法を通して、破壊靱性（ＫC ）として知られた材料の性
質が、普通の設計パラメータとして明らかにされてい
る。単純化された条件で、破滅の失敗なしにクラック
（又はひび）の存在において使用された負荷に抵抗する
材料の能力は、以下の様にＬＥＦＭ破壊靱性により測定
される。 ＫC ＝σC （πａC )1/2 こゝで、ＫC ＝ＬＥＦＭ破壊靱性（ksi −in1/2) σC ＝臨界応力（ksi) ａC ＝臨界クラックサイズ（in） である。ＫC は材料定数であるので、クラックサイズが
増すと、臨界応力が比例的に減じることが明らかであ
る。一方、使用された応力が増加すると、耐えられるク
ラックサイズが減じる。そのような法則は、破壊が重大
である構造物を設計することにしばしば使用されてい
る。
めのように、破壊臨界合金のデザイナーは、設計に線型
−弾性破壊力学（ＬＥＦＭ）法を使用している。この方
法を通して、破壊靱性（ＫC ）として知られた材料の性
質が、普通の設計パラメータとして明らかにされてい
る。単純化された条件で、破滅の失敗なしにクラック
（又はひび）の存在において使用された負荷に抵抗する
材料の能力は、以下の様にＬＥＦＭ破壊靱性により測定
される。 ＫC ＝σC （πａC )1/2 こゝで、ＫC ＝ＬＥＦＭ破壊靱性（ksi −in1/2) σC ＝臨界応力（ksi) ａC ＝臨界クラックサイズ（in） である。ＫC は材料定数であるので、クラックサイズが
増すと、臨界応力が比例的に減じることが明らかであ
る。一方、使用された応力が増加すると、耐えられるク
ラックサイズが減じる。そのような法則は、破壊が重大
である構造物を設計することにしばしば使用されてい
る。
【００１１】多くのチタン合金及び加工が、材料のＬＥ
ＦＭ破壊靱性特性を最大にする試みにおいて発展されて
きた。例えば、α又はα／β合金のβ加工されたミクロ
構造は、α／β加工ミクロ構造より相当に高いＬＥＦＭ
破壊靱性を示すことが明らかに示されている。又化学的
性質が、ＬＥＦＭ破壊靱性に影響を及ぼすことも示され
ている。例えば、一般のTi−６Al−４Ｖ合金で、0.１８
重量％（pct)水準（標準）から1.１３重量％（pct)水準
（極端に低い割込み）に酸素を低めることは、強度を犠
牲にするけれど、有意にＬＥＦＭ破壊靱性を改善するこ
とが示されている。このように、化学的性質及びミクロ
構造両者が、ＬＥＦＭ破壊靱性に影響を及ぼすことが知
られている。
ＦＭ破壊靱性特性を最大にする試みにおいて発展されて
きた。例えば、α又はα／β合金のβ加工されたミクロ
構造は、α／β加工ミクロ構造より相当に高いＬＥＦＭ
破壊靱性を示すことが明らかに示されている。又化学的
性質が、ＬＥＦＭ破壊靱性に影響を及ぼすことも示され
ている。例えば、一般のTi−６Al−４Ｖ合金で、0.１８
重量％（pct)水準（標準）から1.１３重量％（pct)水準
（極端に低い割込み）に酸素を低めることは、強度を犠
牲にするけれど、有意にＬＥＦＭ破壊靱性を改善するこ
とが示されている。このように、化学的性質及びミクロ
構造両者が、ＬＥＦＭ破壊靱性に影響を及ぼすことが知
られている。
【００１２】近年、新しい設計標準がもちあがっている
----エネルギ靱性である。ＬＥＦＭ法とエネルギ法との
主たる違いは、ＬＥＦＭ法が、材料が弾性行動を越えて
変化すると、クラックが実際に伝搬しはじるかどうかに
関係なく、クラックが破滅的に前進するであろうと推定
していることである。エネルギ法により、クラックの実
際の拡大が測定され、物理的にクラック拡大を生じるに
要したエネルギが決定されている。靱性に関係されたエ
ネルギは、普通in−lb／in2 又はKJ／m2の様な単位で表
現されている。
----エネルギ靱性である。ＬＥＦＭ法とエネルギ法との
主たる違いは、ＬＥＦＭ法が、材料が弾性行動を越えて
変化すると、クラックが実際に伝搬しはじるかどうかに
関係なく、クラックが破滅的に前進するであろうと推定
していることである。エネルギ法により、クラックの実
際の拡大が測定され、物理的にクラック拡大を生じるに
要したエネルギが決定されている。靱性に関係されたエ
ネルギは、普通in−lb／in2 又はKJ／m2の様な単位で表
現されている。
【００１３】この性質を決定するため、予めクラックさ
れたシャルピー緩動曲げ破面検査（precracked Charpy
slow-bend fracture test)が、破壊靱性試験のため、比
較的早く費用のかからないスクリーニングテストとして
えらばれた。このテストは、線型弾性破壊靱性（ＫIC）
テストのためのＡＳＴＭ Ｅ３９９−７８、又は延性破
壊靱性（ＪIC）テストのためのＡＳＴＭ Ｅ８１３−８
１のきびしい要求に合致していないが、与えられたクラ
スの合金を比較するには有用である。使用された標本
は、大きな巾及び鋭い切りかきルート半径（sharper no
tch root radius)を除いて、標準シャルピーＶ−切りか
き衝撃標本（standard Charpy V-notch impact specime
n) (ＡＳＴＭ Ｅ２３−７２）にデザインにおいて類似
した。大きな巾は、疲労プレクラッキング（precrackin
g)及び破壊テスト両者の間のクラック成長の制御を改善
し、鋭い切りかきルート半径は疲労プレクラック（prec
rack) の開拓を容易にした。
れたシャルピー緩動曲げ破面検査（precracked Charpy
slow-bend fracture test)が、破壊靱性試験のため、比
較的早く費用のかからないスクリーニングテストとして
えらばれた。このテストは、線型弾性破壊靱性（ＫIC）
テストのためのＡＳＴＭ Ｅ３９９−７８、又は延性破
壊靱性（ＪIC）テストのためのＡＳＴＭ Ｅ８１３−８
１のきびしい要求に合致していないが、与えられたクラ
スの合金を比較するには有用である。使用された標本
は、大きな巾及び鋭い切りかきルート半径（sharper no
tch root radius)を除いて、標準シャルピーＶ−切りか
き衝撃標本（standard Charpy V-notch impact specime
n) (ＡＳＴＭ Ｅ２３−７２）にデザインにおいて類似
した。大きな巾は、疲労プレクラッキング（precrackin
g)及び破壊テスト両者の間のクラック成長の制御を改善
し、鋭い切りかきルート半径は疲労プレクラック（prec
rack) の開拓を容易にした。
【００１４】標本は、0.１の最少／最大負荷比での３点
曲げにおける環状負荷によりプレクラックされた。プレ
クラッキング状態は、ＡＳＴＭ Ｄ３９９−７８の要求
に適合させた。プレクラッキングの終りで、疲労循環の
最大応力強度、Ｋf (max) は２３から３7.７MPa in
1/2(２１から３4.３KSi in1/2 ）の範囲であった。プレ
クラックは標本の側面で（切りかき深さを含め）4.６−
mm（0.１８−in）の長さに成長された。クラック−前面
屈曲のため、クラックは厚さを通じて約４−８mm（0.１
９−in）の平均であった。これは、約0.４のプレクラッ
ク長さ／巾標本比（ａ／ｗ）になった。プレクラッキン
グのあと、標本は、シャーリップ成長を抑制するため、
厚さの１０％の全深さに、側面みぞをつけられた。又こ
れは、クラック屈曲問題も最少にした。
曲げにおける環状負荷によりプレクラックされた。プレ
クラッキング状態は、ＡＳＴＭ Ｄ３９９−７８の要求
に適合させた。プレクラッキングの終りで、疲労循環の
最大応力強度、Ｋf (max) は２３から３7.７MPa in
1/2(２１から３4.３KSi in1/2 ）の範囲であった。プレ
クラックは標本の側面で（切りかき深さを含め）4.６−
mm（0.１８−in）の長さに成長された。クラック−前面
屈曲のため、クラックは厚さを通じて約４−８mm（0.１
９−in）の平均であった。これは、約0.４のプレクラッ
ク長さ／巾標本比（ａ／ｗ）になった。プレクラッキン
グのあと、標本は、シャーリップ成長を抑制するため、
厚さの１０％の全深さに、側面みぞをつけられた。又こ
れは、クラック屈曲問題も最少にした。
【００１５】標本は、３点曲げ設備でテストされ、4.の
スパン（span) ／巾（width)比を使用しＡＳＴＭ Ｅ３
９９−７８及びＡＳＴＭ Ｅ８１３−８１に適合させ
た。曲げ設備にとりつけられた伸び計が、中央スパンで
の標本の曲げたわみを測定するため使用された。テスト
は、0.３２−mm（0.０１２５−in）／分の一定の曲げた
わみ割合で、伸び計からの曲げたわみ制御において遂行
された。負荷対曲げたわみが、自動的に記録された。標
本は、0.９０又は0.７５Ｐmax.のいずれかで、最大負荷
(Pmax ) 及び不負荷を通じて負荷された。
スパン（span) ／巾（width)比を使用しＡＳＴＭ Ｅ３
９９−７８及びＡＳＴＭ Ｅ８１３−８１に適合させ
た。曲げ設備にとりつけられた伸び計が、中央スパンで
の標本の曲げたわみを測定するため使用された。テスト
は、0.３２−mm（0.０１２５−in）／分の一定の曲げた
わみ割合で、伸び計からの曲げたわみ制御において遂行
された。負荷対曲げたわみが、自動的に記録された。標
本は、0.９０又は0.７５Ｐmax.のいずれかで、最大負荷
(Pmax ) 及び不負荷を通じて負荷された。
【００１６】テストに先立ち、プレクラック表面に色を
つけるため、４８２℃（９００°Ｆ）で標本が短時間熱
せられた。テスト後、クラック成長面積をマークするた
め、４２７℃（８００°Ｆ）に加熱色づけされた。それ
からそれらが振子形衝撃試験機でこわされた。不負荷ポ
イントに対応しているプレクラック長さ及び全クラック
長さが、マイクロメーター較正進行顕微鏡ステージを使
用して、全標本を横ぎる５つの等しくわけられた点で破
壊表面上で測定された。負荷−曲げたわみ記録の負荷−
不負荷ループ（loop) 内の全面積及び最大負荷への面積
が、プラニメーターで測定された。
つけるため、４８２℃（９００°Ｆ）で標本が短時間熱
せられた。テスト後、クラック成長面積をマークするた
め、４２７℃（８００°Ｆ）に加熱色づけされた。それ
からそれらが振子形衝撃試験機でこわされた。不負荷ポ
イントに対応しているプレクラック長さ及び全クラック
長さが、マイクロメーター較正進行顕微鏡ステージを使
用して、全標本を横ぎる５つの等しくわけられた点で破
壊表面上で測定された。負荷−曲げたわみ記録の負荷−
不負荷ループ（loop) 内の全面積及び最大負荷への面積
が、プラニメーターで測定された。
【００１７】各テストから、次の３つの破壊靱性パラメ
ーターが計算された： ＫQ ＝ＰQ Ｓ／（Ｂ・ＢN )1/2Ｗ3/2 ・f(ａ03／Ｗ） Ｗ／Ａ＝ＡL C1C2／ＢN （ａf5−ａo5） Ｊm ＝２Ａm C1C2／ＢN （Ｗ−ａo5） こゝで、 ＫQ ＝条件つき線型−弾性破壊靱性パラメーター−MPa
m1/2(ksi in1/2) Ｗ／Ａ＝クラック成長面積単位あたり吸収された平均エ
ネルギを構成しているエネルギ靱性−KJ／m2（in−lb／
in2 ） Ｊm ＝最大負荷での弾性−塑性破壊パラメーター（Ｊ−
全体）−KJ／m2（in−lb／in2 ） ＰQ ＝負荷曲げたわみ記録と５％分割線の交差点での条
件つき負荷−KN(lb) Ｓ ＝標本支持スパン−cm（in) Ｂ ＝標本厚さ−cm（in) ＢN ＝側面みぞ間の全標本厚さ−cm（in) Ｗ ＝標本巾−cm（in) ａo3＝測定されたプレクラック長さ（２つの１／４厚さ
及び中央厚さ点での平均長さ）−cm（in) f(ａ03／Ｗ）＝クラック長さ関数（ＡＳＴＭ Ｅ３９９
−７８に与えられた方程式）−無次元 ＡL ＝負荷−曲げたわみ記録の負荷−不負荷ループ内の
全面積−cm2(in2 ） Ｃ1 ＝ｘ−ｙ記録計における負荷目盛り因子−KN／m(lb
／in) Ｃ2 ＝ｘ−ｙ記録計における曲げたわみ目盛因子−cm／
cm（in／in) ａo5＝測定されたプレクラック長さ（全５測定点での平
均長さ）−cm（in) ａf5＝不負荷点に対応している測定された全クラック長
さ（全５測定点での平均長さ）−cm（in) Ａm ＝最大負荷での負荷曲線下面積−cm2(in2 ） 表１に、発明を発展させ、論証するため造られた試料に
対する冶金学的組成が示されている。
ーターが計算された： ＫQ ＝ＰQ Ｓ／（Ｂ・ＢN )1/2Ｗ3/2 ・f(ａ03／Ｗ） Ｗ／Ａ＝ＡL C1C2／ＢN （ａf5−ａo5） Ｊm ＝２Ａm C1C2／ＢN （Ｗ−ａo5） こゝで、 ＫQ ＝条件つき線型−弾性破壊靱性パラメーター−MPa
m1/2(ksi in1/2) Ｗ／Ａ＝クラック成長面積単位あたり吸収された平均エ
ネルギを構成しているエネルギ靱性−KJ／m2（in−lb／
in2 ） Ｊm ＝最大負荷での弾性−塑性破壊パラメーター（Ｊ−
全体）−KJ／m2（in−lb／in2 ） ＰQ ＝負荷曲げたわみ記録と５％分割線の交差点での条
件つき負荷−KN(lb) Ｓ ＝標本支持スパン−cm（in) Ｂ ＝標本厚さ−cm（in) ＢN ＝側面みぞ間の全標本厚さ−cm（in) Ｗ ＝標本巾−cm（in) ａo3＝測定されたプレクラック長さ（２つの１／４厚さ
及び中央厚さ点での平均長さ）−cm（in) f(ａ03／Ｗ）＝クラック長さ関数（ＡＳＴＭ Ｅ３９９
−７８に与えられた方程式）−無次元 ＡL ＝負荷−曲げたわみ記録の負荷−不負荷ループ内の
全面積−cm2(in2 ） Ｃ1 ＝ｘ−ｙ記録計における負荷目盛り因子−KN／m(lb
／in) Ｃ2 ＝ｘ−ｙ記録計における曲げたわみ目盛因子−cm／
cm（in／in) ａo5＝測定されたプレクラック長さ（全５測定点での平
均長さ）−cm（in) ａf5＝不負荷点に対応している測定された全クラック長
さ（全５測定点での平均長さ）−cm（in) Ａm ＝最大負荷での負荷曲線下面積−cm2(in2 ） 表１に、発明を発展させ、論証するため造られた試料に
対する冶金学的組成が示されている。
【００１８】
【表１】
【００１９】表２は、表１に示された試料の機械的性質
に関するデータを示している。
に関するデータを示している。
【００２０】
【表２】
【００２１】表２に報じられた結果は、基準又は一般合
金に比し、発明による合金で、溶接エネルギ靱性におけ
る改善が、線型弾性破壊靱性に関し対応する改善なし
で、発明の合金でえられたことを論証している。それ
故、発明の合金は、クラックが伝搬しはじめると、急激
なクラック伝搬に抵抗を示した。前に論じたように、こ
れは発明による合金において、重要で望まれた性質であ
る。
金に比し、発明による合金で、溶接エネルギ靱性におけ
る改善が、線型弾性破壊靱性に関し対応する改善なし
で、発明の合金でえられたことを論証している。それ
故、発明の合金は、クラックが伝搬しはじめると、急激
なクラック伝搬に抵抗を示した。前に論じたように、こ
れは発明による合金において、重要で望まれた性質であ
る。
【００２２】表１及び２に示された機械的性質における
種々の合金元素の効果を説明する方法は、表１及び２の
データを多重線型回帰分析にゆだねることである。これ
は、方程式を生じる数学的処理法で、それにより重要な
性質の近似の値が合金の化学組成から計算されるであろ
う。方法は、元素の効果が、線状であること、即ち、元
素の等しい増量が、問題における性質の値に等しい変化
を生じるであろうことを推定している。酸素に対し、後
に示されるであろうように、これは必ずしもそうではな
いが、処理法は、ある程度複雑な合金系において種々の
元素の効果を分離し、量化するのに便利な方法を提供し
ている。
種々の合金元素の効果を説明する方法は、表１及び２の
データを多重線型回帰分析にゆだねることである。これ
は、方程式を生じる数学的処理法で、それにより重要な
性質の近似の値が合金の化学組成から計算されるであろ
う。方法は、元素の効果が、線状であること、即ち、元
素の等しい増量が、問題における性質の値に等しい変化
を生じるであろうことを推定している。酸素に対し、後
に示されるであろうように、これは必ずしもそうではな
いが、処理法は、ある程度複雑な合金系において種々の
元素の効果を分離し、量化するのに便利な方法を提供し
ている。
【００２３】表３は、表１及び２のデータの多重線型回
帰分析の結果を与えている。発明合金として分類された
合金のみが、この計算に使用された。表３の使用の例の
ように、合金の基本降伏強さ（ＹＳ）のための方程式
は： 基本ＹＳ(ksi) ＝３4.８＋8.９(% Al)＋3.０４(% Sn)＋
2.０２(% Zr)＋0.２(% V) ＋１3.６(% Fe)＋１０6.７(%
O2)＋６７(% Si) となるであろう。これは、Al、Sn、Zr、Fe、O2及びSiの
前述の強化効果を確認している。基本材料Al、Sn、Zr、
Fe及びO2のエネルギ靱性の項において、すべてが、特に
後の２つが有害な効果をもっている。Ｖ、Mo及びSiは、
すべてこの性質に利益がある。溶接のエネルギ靱性は、
Al、Fe及びO2により、ベースメタルより大変な程度に悪
影響をうける。他の元素は、溶接エネルギ靱性に良好又
は悪いという重要な効果をもたない。
帰分析の結果を与えている。発明合金として分類された
合金のみが、この計算に使用された。表３の使用の例の
ように、合金の基本降伏強さ（ＹＳ）のための方程式
は： 基本ＹＳ(ksi) ＝３4.８＋8.９(% Al)＋3.０４(% Sn)＋
2.０２(% Zr)＋0.２(% V) ＋１3.６(% Fe)＋１０6.７(%
O2)＋６７(% Si) となるであろう。これは、Al、Sn、Zr、Fe、O2及びSiの
前述の強化効果を確認している。基本材料Al、Sn、Zr、
Fe及びO2のエネルギ靱性の項において、すべてが、特に
後の２つが有害な効果をもっている。Ｖ、Mo及びSiは、
すべてこの性質に利益がある。溶接のエネルギ靱性は、
Al、Fe及びO2により、ベースメタルより大変な程度に悪
影響をうける。他の元素は、溶接エネルギ靱性に良好又
は悪いという重要な効果をもたない。
【００２４】
【表３】
【００２５】表３及び図１、２及び３からみられるであ
ろうように、発明の限度内のＯ2 は、有意に強化に貢献
するが、発明の限度以上のＯ2 は、合金の靱性を劣化す
る。図１に示されたように、降伏強さにおけるＯ2 の効
果は、線型であり、増加したＯ2 は、降伏強さに対応す
る増加を生じる。対比において、図２及び３に示された
ように、靱性におけるＯ2 の効果は線型でない。特に、
Ｏ2 が発明の限度以上に増加すると、靱性における劇的
劣化が生じる。それ故、要求された強さをえる見地か
ら、Ｏ2 は利益的であるけれども、高強度及び靱性の望
まれた組合せをえるため、若し靱性が保持される事であ
るなら、それは発明の上限を越えるべきでない。
ろうように、発明の限度内のＯ2 は、有意に強化に貢献
するが、発明の限度以上のＯ2 は、合金の靱性を劣化す
る。図１に示されたように、降伏強さにおけるＯ2 の効
果は、線型であり、増加したＯ2 は、降伏強さに対応す
る増加を生じる。対比において、図２及び３に示された
ように、靱性におけるＯ2 の効果は線型でない。特に、
Ｏ2 が発明の限度以上に増加すると、靱性における劇的
劣化が生じる。それ故、要求された強さをえる見地か
ら、Ｏ2 は利益的であるけれども、高強度及び靱性の望
まれた組合せをえるため、若し靱性が保持される事であ
るなら、それは発明の上限を越えるべきでない。
【００２６】Feの効果に関して、表３が参照されるべき
である。Feが発明の限度を越すレベルに増加すると強度
を増すであろうが、特に溶接において靱性をひどく劣化
することをデータは示している。１％を越すMoの添加
は、特に１％以上のＶ添加との組合せにおいて、一般に
溶接熱影響帯（ＨＡＺ）において過剰の硬さを生じる。
このことは、表４の試料、Ｂ５３７１、Ｂ５３７４〜Ｂ
５３７７、Ｂ５０８８及びＢ５０９３、Ｂ５１７０及び
Ｂ５１２６、最後にＢ５２７８及びＢ５１２１により論
証されている。
である。Feが発明の限度を越すレベルに増加すると強度
を増すであろうが、特に溶接において靱性をひどく劣化
することをデータは示している。１％を越すMoの添加
は、特に１％以上のＶ添加との組合せにおいて、一般に
溶接熱影響帯（ＨＡＺ）において過剰の硬さを生じる。
このことは、表４の試料、Ｂ５３７１、Ｂ５３７４〜Ｂ
５３７７、Ｂ５０８８及びＢ５０９３、Ｂ５１７０及び
Ｂ５１２６、最後にＢ５２７８及びＢ５１２１により論
証されている。
【００２７】
【表４】
【００２８】この表は、溶接物体における化学性質効果
を査定するため設計された２５０ｇボタン状試料研究の
結果を要約している。この研究で、自己発生の溶接が、
２５０ｇボタン試料から圧延された0.１″の厚さのシー
トでなされた。それから、硬さの測定が、ＨＡＺ（熱影
響帯）をよこぎる融解帯から、そしてベースメタルにな
された。ＨＡＺとベースメタルとの間の硬さの違いを最
少にすることが望まれたので、ＨＡＺとベースメタルと
の間に、低い硬さの差が、望まれた。初期のデータは、
ベースメタル靱性を改善するため、Moが望まれる添加物
であることを示したが、表４のデータは、Moが１％を越
すべきでないことを示唆している。Ｂ５３７４〜Ｂ５３
７８の試料は、３％Ｖの存在においてさえ、Moが安全に
0.５％レベルで添加されえることを示している。
を査定するため設計された２５０ｇボタン状試料研究の
結果を要約している。この研究で、自己発生の溶接が、
２５０ｇボタン試料から圧延された0.１″の厚さのシー
トでなされた。それから、硬さの測定が、ＨＡＺ（熱影
響帯）をよこぎる融解帯から、そしてベースメタルにな
された。ＨＡＺとベースメタルとの間の硬さの違いを最
少にすることが望まれたので、ＨＡＺとベースメタルと
の間に、低い硬さの差が、望まれた。初期のデータは、
ベースメタル靱性を改善するため、Moが望まれる添加物
であることを示したが、表４のデータは、Moが１％を越
すべきでないことを示唆している。Ｂ５３７４〜Ｂ５３
７８の試料は、３％Ｖの存在においてさえ、Moが安全に
0.５％レベルで添加されえることを示している。
【００２９】Ｂ５２５０〜Ｂ５２５５及びＢ５１７０、
Ｂ５１７９、及びＢ５１８０の試料は、0.５％までのFe
添加の効果を評価し、これらの効果を0.５％Mo又は１％
Ｖ添加と比較するため設計された。Feが他の添加物より
更に効果的な強化剤であることを結果は示した。然しな
がら、初めに示されたように、又Feは、溶接靱性に著し
い有害な効果をもっている。
Ｂ５１７９、及びＢ５１８０の試料は、0.５％までのFe
添加の効果を評価し、これらの効果を0.５％Mo又は１％
Ｖ添加と比較するため設計された。Feが他の添加物より
更に効果的な強化剤であることを結果は示した。然しな
がら、初めに示されたように、又Feは、溶接靱性に著し
い有害な効果をもっている。
【００３０】0.１５％以下でのSi添加は、溶接安定性に
悪影響を及ぼさなかった。表４のＢ５０８８〜Ｂ５０９
１、Ｂ５３８２及びＢ５３８３の試料と比較すると、Si
が明らかな溶接安定性効果なしで並の強化効果を有する
ことがみられえる。
悪影響を及ぼさなかった。表４のＢ５０８８〜Ｂ５０９
１、Ｂ５３８２及びＢ５３８３の試料と比較すると、Si
が明らかな溶接安定性効果なしで並の強化効果を有する
ことがみられえる。
【００３１】初めに注意されたように、発明合金の重要
な望まれた性質は、応力腐食割れ（ＳＣＣ）への高度の
抵抗性にある。発明合金のすぐれたＳＣＣ抵抗を論証す
るため、１８００−lb. 試料からの１−in. 板が、以下
の様にテストされた： （ａ）標準ＡＳＴＭ ＷＯＬタイプ標本が、続くテスト
に使用される半分の最大応力強度（Ｋ）を使って、大気
中でプレクラックされた。 （ｂ）プレクラック後、標本は固定骨組において望まれ
たＫレベルに負荷された。周囲の状態は、蒸留水中3.５
％ NaCl であった。標本負荷及びクラックの開口が監視
された。 （ｃ）クラックの成長が、最少１５０時間のテスト期間
に観察されなかったなら、標本は移され、クラックが疲
労クラッキングにより与えられ、標本は、より高い使用
Ｋでテストにもどされた。この処理がクラックがＳＣＣ
又は機械的破損のため成長するか、結果が破壊力学方法
による分析に不適当になるまで、繰返された。 （ｄ）テストの終りで、標本は力づくであけられ、最終
測定がクラック長さ及び他の次元になされた；計算は、
これら測定の基礎においてなされた。これらテストの結
果は表５に与えられている。
な望まれた性質は、応力腐食割れ（ＳＣＣ）への高度の
抵抗性にある。発明合金のすぐれたＳＣＣ抵抗を論証す
るため、１８００−lb. 試料からの１−in. 板が、以下
の様にテストされた： （ａ）標準ＡＳＴＭ ＷＯＬタイプ標本が、続くテスト
に使用される半分の最大応力強度（Ｋ）を使って、大気
中でプレクラックされた。 （ｂ）プレクラック後、標本は固定骨組において望まれ
たＫレベルに負荷された。周囲の状態は、蒸留水中3.５
％ NaCl であった。標本負荷及びクラックの開口が監視
された。 （ｃ）クラックの成長が、最少１５０時間のテスト期間
に観察されなかったなら、標本は移され、クラックが疲
労クラッキングにより与えられ、標本は、より高い使用
Ｋでテストにもどされた。この処理がクラックがＳＣＣ
又は機械的破損のため成長するか、結果が破壊力学方法
による分析に不適当になるまで、繰返された。 （ｄ）テストの終りで、標本は力づくであけられ、最終
測定がクラック長さ及び他の次元になされた；計算は、
これら測定の基礎においてなされた。これらテストの結
果は表５に与えられている。
【００３２】
【表５】
【００３３】表５の結果は、発明の合金が応力腐食割れ
に抵抗すること、即ち、材料が線型弾性破壊靱性値（Ｋ
Q ）の１００％より大きく負荷されてさえ、クラック拡
大が発生しないことを明らかに示している。重要にも、
真空クリープ偏平操作（vacuum creep flatten operati
on）（１４５０°Ｆからの遅い冷却）後でさえ、合金は
ＳＣＣに抵抗を示した。その操作はTi−６Al−４Ｖのよ
うな他の一般の合金をＳＣＣに無抵抗にすることが知ら
れている。
に抵抗すること、即ち、材料が線型弾性破壊靱性値（Ｋ
Q ）の１００％より大きく負荷されてさえ、クラック拡
大が発生しないことを明らかに示している。重要にも、
真空クリープ偏平操作（vacuum creep flatten operati
on）（１４５０°Ｆからの遅い冷却）後でさえ、合金は
ＳＣＣに抵抗を示した。その操作はTi−６Al−４Ｖのよ
うな他の一般の合金をＳＣＣに無抵抗にすることが知ら
れている。
【００３４】
【発明の効果】本発明によるチタン系合金は、高価な合
金元素の添加を必要としないので比較的経済的に製造さ
れ、溶接された及び溶接されない状態両者で、高強度と
靱性、特に破壊靱性を示し、3.５％ NaCl 水溶液で応力
腐食割れに対し高度に抵抗性を有し、圧力容器、潜水艦
胴体のような構造物の作成に有効な合金がえらえる。
金元素の添加を必要としないので比較的経済的に製造さ
れ、溶接された及び溶接されない状態両者で、高強度と
靱性、特に破壊靱性を示し、3.５％ NaCl 水溶液で応力
腐食割れに対し高度に抵抗性を有し、圧力容器、潜水艦
胴体のような構造物の作成に有効な合金がえらえる。
【図１】合金、Ti−５Al−２Zr−２Ｖ−0.５Moに対する
降伏強さ（ＹＳ）におけるＯ2含量の効果を示している
グラフ図である。
降伏強さ（ＹＳ）におけるＯ2含量の効果を示している
グラフ図である。
【図２】合金、Ti−５Al−２Zr−２Ｖ−0.５Moに対する
エネルギ靱性（Ｗ／Ａ）におけるＯ2 含量の効果を示し
ているグラフ図である。
エネルギ靱性（Ｗ／Ａ）におけるＯ2 含量の効果を示し
ているグラフ図である。
【図３】合金、Ti−５Al−２Zr−２Ｖ−0.５Moの溶接に
おけるエネルギ靱性（Ｗ／Ａ）におけるＯ2 含量の効果
を示しているグラフ図である。
おけるエネルギ靱性（Ｗ／Ａ）におけるＯ2 含量の効果
を示しているグラフ図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(73)特許権者 593219012
ポウル ジェイ． バニア
Ｐａｕｌ Ｊ． Ｂａｎｉａ
アメリカ合衆国 ネバダ 89055 ボウ
ルダーシティ カイ コート 1533
(73)特許権者 593219023
イワン エル． キャプラン
Ｉｖａｎ Ｌ． Ｃａｐｌａｎ
アメリカ合衆国 メリーランド 21012
アーノルド トール トゥリー トレ
イル 142
(72)発明者 ウオーレン エム． パリス
アメリカ合衆国 ネバダ 89102 ラス
ヴエガス ロッホ ローモンド ウエイ
1804
(72)発明者 ジエームス エイ． ホール
アメリカ合衆国 アリゾナ 85202 メ
ッサ エス．パセオ ロマ サークル
2454
(72)発明者 ポウル ジェイ． バニア
アメリカ合衆国 ネバダ 89055 ボウ
ルダーシティ カイ コート 1533
(72)発明者 イワン エル． キャプラン
アメリカ合衆国 メリーランド 21012
アーノルド トール トゥリー トレ
イル 142
(56)参考文献 特開 平１−242743（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−187749（ＪＰ，Ａ)
特開 昭48−16806（ＪＰ，Ａ)
特公 昭31−2653（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 14/00
Claims (3)
- 【請求項１】 溶接された及び溶接されなかった状態両
者において高強度と靱性との組合せ、及び３．５％Ｎａ
Ｃｌ水溶液における応力腐食割れに対する免疫性を有す
るチタン系合金であって、該合金が、本質的に質量％
で、Ａl４％から５．５％；Ｓn２．５％まで（０％を含
まない）；Ｚr２．５％まで（０％を含まない）；Ｖ
０．５％から２．５％；Ｍｏ０．３％から１％；Ｓi
０．１５％まで（０％を含まない）；Ｏ2０．０４％か
ら０．１２％；Ｆe０．０１％から０．１２％及び残り
Ｔi及び付帯的不純物よりなることを特徴とするチタン
系合金。 - 【請求項２】 溶接された及び溶接されなかった状態両
者において高強度と靱性との組合せ、及び３．５％Ｎａ
Ｃｌ水溶液における応力腐食割れに対する免疫性を有す
るチタン系合金であって、該合金が、本質的に質量％
で、Ａl４．５％から５．５％；Ｓn０．５％から１．５
％；Ｚr０．５％から１．５％；Ｖ０．５％から１．５
％；Ｍｏ０．６％から１％；Ｓi０．０７％から０．１
３％；Ｏ2０．０７％から０．１１％；Ｆe０．０１％か
ら０．０９％及び残りＴi及び付帯的不純物よりなるチ
タン系合金。 - 【請求項３】 溶接物体の形における請求項１又は２の
いずれか１項に記載のチタン系合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/018,394 US5358686A (en) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | Titanium alloy containing Al, V, Mo, Fe, and oxygen for plate applications |
| US08/018,394 | 1993-02-17 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07300636A JPH07300636A (ja) | 1995-11-14 |
| JP3409897B2 true JP3409897B2 (ja) | 2003-05-26 |
Family
ID=21787705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30321693A Expired - Lifetime JP3409897B2 (ja) | 1993-02-17 | 1993-11-10 | チタン系合金 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5358686A (ja) |
| EP (1) | EP0611831B1 (ja) |
| JP (1) | JP3409897B2 (ja) |
| AT (1) | ATE148176T1 (ja) |
| CA (1) | CA2109344C (ja) |
| DE (1) | DE69307683T2 (ja) |
| DK (1) | DK0611831T3 (ja) |
| GR (1) | GR3023254T3 (ja) |
Families Citing this family (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5980655A (en) * | 1997-04-10 | 1999-11-09 | Oremet-Wah Chang | Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made therefrom |
| US6001495A (en) * | 1997-08-04 | 1999-12-14 | Oregon Metallurgical Corporation | High modulus, low-cost, weldable, castable titanium alloy and articles thereof |
| RU2150528C1 (ru) * | 1999-04-20 | 2000-06-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | Сплав на основе титана |
| JP3967515B2 (ja) * | 2000-02-16 | 2007-08-29 | 株式会社神戸製鋼所 | マフラー用チタン合金材およびマフラー |
| US20040245233A1 (en) * | 2002-06-05 | 2004-12-09 | Dorsch Thomas James | Low cost titanium welding method |
| US20040221929A1 (en) | 2003-05-09 | 2004-11-11 | Hebda John J. | Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby |
| 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 |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US11780003B2 (en) | 2010-04-30 | 2023-10-10 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
| US20110268602A1 (en) | 2010-04-30 | 2011-11-03 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
| 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 |
| US9631261B2 (en) | 2010-08-05 | 2017-04-25 | Titanium Metals Corporation | Low-cost alpha-beta titanium alloy with good ballistic and mechanical properties |
| US8613818B2 (en) | 2010-09-15 | 2013-12-24 | Ati Properties, Inc. | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US9206497B2 (en) | 2010-09-15 | 2015-12-08 | Ati Properties, Inc. | Methods for processing titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
| US8652400B2 (en) | 2011-06-01 | 2014-02-18 | Ati Properties, Inc. | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| US9050647B2 (en) | 2013-03-15 | 2015-06-09 | Ati Properties, Inc. | Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys |
| US9869003B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-01-16 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US9192981B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-24 | Ati Properties, Inc. | Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material |
| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| FR3004808B1 (fr) * | 2013-04-22 | 2015-04-17 | Snecma | Procede d'analyse d'un facies de rupture d'une piece de turbomachine |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| CN109055817A (zh) * | 2018-08-22 | 2018-12-21 | 北京理工大学 | 一种Ti-Al-V-Fe-Zr-Si合金及其制备方法 |
| EP3891313B1 (en) | 2018-12-09 | 2022-08-17 | Titanium Metals Corporation | Titanium alloys having improved corrosion resistance, strength, ductility, and toughness |
| CN110396622A (zh) * | 2019-07-30 | 2019-11-01 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | 一种中强超高韧性钛合金及其制备方法 |
| WO2023028140A1 (en) * | 2021-08-24 | 2023-03-02 | Titanium Metals Corporation | Alpha-beta ti alloy with improved high temperature properties |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3619184A (en) * | 1968-03-14 | 1971-11-09 | Reactive Metals Inc | Balanced titanium alloy |
| SU447450A1 (ru) * | 1972-04-07 | 1974-10-25 | Предприятие П/Я Р-6209 | Сплав на основе титана |
| SU436717A1 (ru) * | 1973-03-02 | 1974-07-25 | Предприятие П/Я Р-6209 | Сварочна проволока |
| SU440226A1 (ru) * | 1973-04-20 | 1974-08-25 | Предприятие П/Я Р-6209 | Сварочна проволока |
| DE69024418T2 (de) * | 1989-07-10 | 1996-05-15 | Nippon Kokan Kk | Legierung auf Titan-Basis und Verfahren zu deren Superplastischer Formgebung |
-
1993
- 1993-02-17 US US08/018,394 patent/US5358686A/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-10-27 CA CA002109344A patent/CA2109344C/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-10-29 DK DK93308671.2T patent/DK0611831T3/da active
- 1993-10-29 DE DE69307683T patent/DE69307683T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1993-10-29 EP EP93308671A patent/EP0611831B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-10-29 AT AT93308671T patent/ATE148176T1/de active
- 1993-11-10 JP JP30321693A patent/JP3409897B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-04-22 GR GR970400919T patent/GR3023254T3/el unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5358686A (en) | 1994-10-25 |
| GR3023254T3 (en) | 1997-07-30 |
| CA2109344C (en) | 2003-06-24 |
| CA2109344A1 (en) | 1994-08-18 |
| EP0611831A1 (en) | 1994-08-24 |
| JPH07300636A (ja) | 1995-11-14 |
| DE69307683D1 (de) | 1997-03-06 |
| ATE148176T1 (de) | 1997-02-15 |
| DK0611831T3 (da) | 1997-07-07 |
| DE69307683T2 (de) | 1997-07-31 |
| EP0611831B1 (en) | 1997-01-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3409897B2 (ja) | チタン系合金 | |
| Kaibyshev et al. | Superplastic behavior of an Al–Mg alloy at elevated temperatures | |
| JP5442857B2 (ja) | 高強度用の近β型チタン合金およびその製造方法 | |
| US20150247229A1 (en) | High strength, high stress corrosion cracking resistant and castable al-zn-mg-cu-zr alloy for shape cast products | |
| AU2003222645B2 (en) | Alpha-beta Ti-A1-V-Mo-Fe alloy | |
| US7744704B2 (en) | High fracture toughness aluminum-copper-lithium sheet or light-gauge plate suitable for use in a fuselage panel | |
| JP2009507136A (ja) | 高い損傷耐性を有する航空宇宙用２０００系合金 | |
| US5938867A (en) | Method of manufacturing aluminum aircraft sheet | |
| JPH0581653B2 (ja) | ||
| Lu et al. | Microstructure and mechanical properties of new high strength beta-titanium alloy Ti-1300 | |
| Battina et al. | Influence of tool pin profile on mechanical and metallurgical behavior of friction stir welded AA6061-T6 and AA2017-T6 tailored blanks | |
| JPS61250138A (ja) | 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 | |
| Dewangan et al. | Preliminary investigations of structure and properties of TIG Welded Ti-6Al-4V alloy | |
| Oladele et al. | Evaluating the influence of ageing temperature on the mechanical properties of Al-Mg-Si alloy | |
| Herbert et al. | Tensile properties of cast and mushy state rolled Al–4· 5Cu alloy and in situ Al4· 5Cu–5TiB2 composite | |
| Tsay et al. | Notched tensile strength of SP-700 laser welds | |
| Senthilraj et al. | Mechanical and microstructural behaviour of friction stir Welded Al6061/Cr 2 O 3 metal matrix composite | |
| Hegazy et al. | Effect of plasma sprayed alumina coating on corrosion resistance | |
| Kafali et al. | Mechanical properties of 6013-T6 aluminium alloy friction stir welded plate | |
| Muralidharan et al. | A comparative investigation on weld metal properties of similar and dissimilar TIG welded joints on Al-Mg alloys | |
| Agarwal et al. | Heat treatment, microstructure and mechanical properties of a metastable β titanium alloy timetal® 21s | |
| Koteswara Rao et al. | Thermo-mechanical treatments of Sc-and Mg-modified Al–Cu alloy welds | |
| Wen et al. | Effect of strain rate on microstructure and mechanical properties of TC18 thick plate by electron beam welding | |
| Tsay et al. | The Effect of Preheating on Notched Tensile Strength and Impact Toughness of Ti-6Al-6V-2Sn Laser Welds | |
| US3212886A (en) | High temperature alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090320 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100320 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110320 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110320 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120320 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130320 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130320 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140320 Year of fee payment: 11 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |