JP4890262B2 - チタン合金微細構造の精製方法および高温、高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成 - Google Patents
チタン合金微細構造の精製方法および高温、高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4890262B2 JP4890262B2 JP2006544068A JP2006544068A JP4890262B2 JP 4890262 B2 JP4890262 B2 JP 4890262B2 JP 2006544068 A JP2006544068 A JP 2006544068A JP 2006544068 A JP2006544068 A JP 2006544068A JP 4890262 B2 JP4890262 B2 JP 4890262B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- boron
- titanium alloy
- containing titanium
- alloy powder
- powder
- 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 - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/045—Alloys based on refractory metals
- C22C1/0458—Alloys based on titanium, zirconium or hafnium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/06—Making non-ferrous alloys with the use of special agents for refining or deoxidising
-
- 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
Description
本願は、2003年12月11日に出願された、「チタン合金微細構造の精製方法および高温−高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成」と表題された米国特許仮出願番号60/528、660(その全体が本明細書中に参考として援用される。)に対して権利を主張する。
本発明は、その少なくとも一部が、契約番号F33615−03−D−5801の元で米国空軍によってなされたものである。合衆国政府は、本発明における正当な権利を有し得る。
多くの適用のために、チタン合金の粒径は、小さくなければいけない。しかし、チタン合金の粒径を減少させるプロセスは、多くの反復した処理工程が必要とされ、時間と経費との両面において不利益なものである。これらのチタン合金の半完成品および完成品を製造するために慣用的に使用されるTMP工程の手順を、TMP工程によって作製される微細構造と共に図1に示す。TMP工程は、インゴット崩壊、変換および仕上げの代表的な3つの処理を包含する(図1(a))。インゴット崩壊の目的は、粗悪な鋳放し微細構造を崩壊させ、精製されたプリβ(prior beta)の粒径を有する層状構造を得ることである。変換処理は、層状微細構造(図1(b))の等軸粒子(図1(c))への崩壊と同時に生じる、インゴットの粉砕生成物(例えば、ビレット状の生成物、板状の生成物、および桿状の生成物)への変換を包含する。これは、図1(d)に示したコギング(展伸鍛錬)のような処理を用いる大規模な変形(75%を超える減少)によって達成される。ビレットが単一のコギング工程において損傷することなく耐え得る変形量は、上記の量より非常に少ない。そのため、α+β相領域において、この機械的な加工工程を数多く反復することが求められる。仕上げ処理は、所望の最終的な微細構造を得るために適切な加熱処理を用いるα+β処理またはβ処理を包含する。インゴット崩壊の後に生成される層状微細構造は、高強度および高い破壊靱性を示すのに対し、変換工程の後に生成される等軸微細構造は、低周期で疲労を負荷する条件下でのクラック発生に対する、優れた延性および抵抗性を有する。その延性および抵抗性のいずれもが、破壊−臨界構造の成分に必要である。このように、チタン合金の大多数に使用されるTMP手順でのインゴット崩壊工程および変換工程は、不可欠であるが、かなりの時間(14〜16時間)を浪費する。したがって、微細構造の精製のための改善された方法が必要とされている。この改善された方法は、多数の反復処理工程を減少または削除し、それにより、成分の製造における費用およびリードタイムを削減するが、必要な微細構造の制御を維持する。このようなプロセスは、改善された微細構造の精製を提供し、より手ごろなチタン成分の製造を行うことができる。
(チタン合金における微細構造の精製)
チタン合金における微細構造を精製する方法が、本明細書中に提供される。本発明の方法は、ホウ素含有チタン合金を熱加工処理(TMP)に供する工程を包含し;チタン合金においてきめの細かい微細構造が、単一のTMP工程の後に達成される。生じたチタン合金は、微細でありかつ等軸の粒子構造を有しており、次いで、所望の形状を生成するために、1回以上のさらなるTMP工程に供され得る。TMP工程は、慣用的なTMP工程であってもよい。しかし、本発明の方法は、以下の点で従来の方法と異なる:細粒でありかつ等軸の構造を達成するために単一のTMP工程のみが必要とされるが、従来の方法は、同様の粒子構造を達成するためにTMP工程の多くの反復が必要である。本明細書中に記載される方法において使用され得るチタン合金は、従来のチタン合金および新たなチタン合金を含んでいる。
(チタン合金微細構造を精製する手ごろな方法)
チタン合金における微細構造精製は、強度の均衡、延性、および損傷に対する耐性のバランスを得るために、チタン合金成分の形状を形成する際に不可欠な工程である。従来、上記バランスを得ることは、粗悪な鋳放し微細構造を崩壊させるため、およびビレット変換の間に層状微細構造を等軸形態に変換するために、数時間にわたる高温で大規模な機械的加工により達成されている。本明細書において、ホウ素の添加を最小限の熱加工処理と組み合わせることによる、チタン合金微細構造を精製するための新たな方法が、提供される。ホウ素の添加は、微細なほう化チタン(TiB)凝結物の形成を生じさせ、ホウ素の添加は、高温での粒子成長を制限するだけでなく、熱加工処理の間の微細な等軸の粒子の核生成および成長を補助する。本明細書中に記載される方法は、合金微細構造の成長(evolution)に対するTiB凝結物の影響を、最小限の熱加工変形処理と組み合わせて利用することによって微細構造の精製を達成した。これによって、典型的には、従来のインゴット崩壊およびビレット変換の操作の間に必要とされた、いくつかの長い処理工程を減少または削除することが可能である。本発明は、リードタイムを顕著に減少させ、精製したチタン合金製品の価格を改善して安価にする。
本発明の実施例として、900℃で1時間のトリプルコンシューマブル(triple consumable)アーク溶解および平衡押圧により作製された鋳造Ti−6Al−4V−0.5Bは、PPC Structurals,Inc.,Portland,ORから供給された。ホウ素を、液体の融解物中に完全に溶解しかつ凝固する間にインサイチュでTiBを形成するTiB2の形態で、合金融解物に添加した。鋳造ビレットの寸法は、直径75mm、高さ125mmである。生じた微細構造を、図3(a)に示す。図3(a)は、完全な層状チタン合金微細構造においてTiB凝結物が均一に分散していることを示す。このビレットを、1100℃に加熱し、1時間均熱均熱し、260℃に加熱したチャンバー内で6.35mm s−1のラム速度で押し出し比が16.5:1の円錐状の金型を用いて押し出し成形した。押し出し成形後の微細構造を図3(b)に示す。図3(b)は、2μmの粒径を有する完全に等軸の形態を示している。等軸の微細構造を、本発明の方法における鋳造後のちょうど約1時間の処理時間で得る。一方で、同様の微細構造を生成するために従来の方法を用いると、数時間かかる。
不活性ガス(アルゴン)噴霧によって調製したTi−6Al−4V−1.6Bのプレ合金化粉末を、Crucible Reaserch Corporation, Pittsburgh, PAから調達した。融解物へのホウ素の添加を、液体の融解物中に完全に溶解しかつ凝固する間にインサイチュでTiBを形成するTiB2の形態で行なった。溶解手順は、適量の原料(Ti、Al−V、およびTiB2)が溶解している、水冷した銅製のるつぼにスカル(チタン合金製)を導入する工程を包含した。Ti−6Al−4V−1.6B粉末をふるいにかけて、−100メッシュサイズの画分(150μmのメッシュ開口サイズ)を得た。粉末粒子の代表的なミクロ構造の切断面を図4(a)に示す。図4(a)は、短いほお髭形態の微細なTiB凝結物の存在を示している。
新たな微細構造精製処理を検証するために、10000kNの効力を有する水圧プレスを用いて鍛造試験を行った。Ti−6Al−4V−1.6Bプレ合金化粉末を、直径70mm、長さ130mmのTi−6Al−4V缶に充填し、ガス抜きし、そして真空封入した。この粉末を、1200℃で単一方向に圧縮することによって固め、ビレットの高さを約30%減少した。圧縮後、缶素材を、機械加工により除き、ビレットを鍛造試験に用いた。ビレットを1100℃に加熱し、1時間均熱し、そして直径133mm、厚さ19mmの円盤状を得るために8.5mm s−1のラム速度で鍛造した。ビレットおよび鍛造した円盤の写真を、この鍛造物の微細構造と共に図6に示す。全く欠損のない、非常にきめの細かい、等軸微細構造が記録されている。この実験は、製造環境に存在する複雑な条件下で、より大きなサイズの成分を生成するために行われ得るホウ素修飾チタン合金の熱加工処理による、新たな微細構造精製法を示している。
超塑性は、造詣物が伸長(伸び率200%を超える)における大きな変形に対して破損することなく耐えるための、物質の有する能力であり、典型的には、微細な粒径(10μm未満)である物質によって示される。一般に、チタン合金は、急速な粒子成長のために、モノリシックなβ相領域における高温での細粒の超塑性を示さない。本明細書中に記載される方法を使用して、超塑性は、モノリシックなβ相領域における粒子成長を制限することによって、チタン合金のβ相領域において達成される。本明細書中に記載される手順は、熱処理工程中における合金微細構造に対するホウ素添加の影響を利用する。ホウ素添加に起因して形成するほう化チタン(TiB)凝結物は、β粒子成長を制限し、変形温度での微細な等軸のβ粒径を安定化し、これにより、超塑性を可能にする。より高温で超塑性を達成する能力は、より小さな容量のプレスを用いて、増強された機械的特性を備えた、網状または網状に近い複雑な形状の効果的な形成を可能にする。β超塑性もまた、従来の超塑性と比較して、2〜3桁高い歪み速度で生じ、精製したチタン合金製造物の生成速度をかなり増加させる。
〔表1:超塑性を示すチタン合金の例[1]〕
超塑性は、典型的には、伸長において大きな伸び率(約200%)によって特徴付けられる。β相における超塑性の発現を検証するために、犬の骨形状の平坦な試料を用いて、開始時の歪み速度10−3s−1および種々の温度で、両方の合金組成について、熱間引張試験を行った。Ti−6Al−4V−1.6Bの破壊される温度に対する伸び率の変動、および試料の写真を、図13に示す。1150℃でのβ相領域において、最大270%の伸び率を記録し、目的のβ超塑性であることを確認した。図14は、異なる2つの開始時の微細構造状態(すなわち、層状および等軸状)における、ホウ素を含有しない従来のTi−6Al−4V合金と比較したTi−6Al−4V−2.9Bの温度の作用として、伸び率を示している。Ti−6Al−4Vの開始時の微細構造はいずれも、βトランザスを超える温度に上昇することで、伸び率が急速に落ちているが、Ti−6Al−4V−2.9Bは、βトランザスを超える温度に上昇することで伸び率が増加する(1200℃で164%の最大伸び率)ことが示されている。これらの検証試験は、チタン合金にホウ素を添加すること、ならびに特定の温度条件下および歪み速度条件下での変形によって、超塑性が、β相領域において高い歪み速度で可能となることを示している。
少量のホウ素の添加で修飾したチタン合金は、室温および中程度に上昇した温度において、特定の高い剛性および強度を要求する構造構成物と置換するための、潜在的な候補として出現する。特性の増強は、微細でありかつ分散したTiB凝結物の形成を介する。ホウ素修飾合金におけるこれらの凝結物は、チタンマトリクスにおいて髭結晶(whisker)(TiBw)がインサイチュで形成される。この髭結晶は、均一にかつ不連続に分布しており、ほぼ等方性の特性、反応性のない(reaction−free)界面、および加工容易性を有する。近年の合成技術の進歩は、これらの合金のコスト効率がよい作製を可能にしている。従来の鋳造、粉末冶金、急速凝固、およびメカニカルアロイングのような様々な技術が、これらの金属の生成に用いられ、そして最終的な微細構造特性(例えば、粒径および形態、TiBのサイズ、形態、ならびに分布)は、処理方法に依存する。変形処理は、捜査する成分の形状形成において不可欠な工程であるだけでなく、微細構造において著しい改変を引き起こし、これらの物質において、広範な増強された力学的性質の組合せが獲得され得る。この章において、異なる2つの粉末冶金方法によって調製された、最も重要なチタン合金であるホウ素修飾Ti−6Al−4Vの変形処理が、記載されている。
Claims (25)
- 等軸の粒子構造を有し、強度、延性、および損傷耐性のバランスがとれたチタン合金を製造する方法であって、
チタン合金中に微細なTiB金属間化合物の凝結物が形成されるように、Ti−6Al−4V合金にホウ素を添加する工程、
上記TiB金属間化合物の凝結物が粒子境界を固定し、粒子成長を制限するように、得られたホウ素含有チタン合金をβトランザス温度を超える温度まで加熱する工程、および
8.5mm s −1 以下のラム速度で、上記ホウ素含有チタン合金を変形させる工程を含み、
上記ホウ素含有チタン合金は、0.5重量%〜1.6重量%のホウ素を含むことを特徴とする方法。 - 上記ホウ素は、溶融しているチタン合金に添加され、その融成物が、上記ホウ素含有チタン合金の粉末を得るために粉化されることを特徴とする請求項1に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金の粉末が、単一方向圧縮、真空ホットプレス成形法、または熱間等静圧圧縮成形によって圧縮および/または成形されることを特徴とする請求項2に記載の方法。
- 上記ホウ素が、液体状態または粉末状態であることを特徴とする請求項2に記載の方法。
- 上記βトランザス温度を超える温度まで加熱された上記ホウ素含有チタン合金を冷却する工程をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金を加熱する工程と、上記ホウ素含有チタン合金を変形させる工程とが同時に行われることを特徴とする請求項1に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金を変形させる工程は、上記ホウ素含有チタン合金を鍛造すること、押出しすること、および圧縮することの少なくとも何れか1つを含むことを特徴とする請求項1に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金中の炭素含有量が、0.03重量%以下であることを特徴とする請求項1に記載の方法。
- チタン合金中に等軸の粒子構造を形成するためにチタン合金を処理する方法であって、
得られたホウ素含有チタン合金融成物が冷却されたとき、チタン合金中に微細なTiB金属間化合物の凝結物が形成されるように、溶融しているTi−6Al−4V合金にホウ素を添加してホウ素含有チタン合金融成物を形成する工程、
ホウ素含有チタン合金粉末を形成するために上記ホウ素含有チタン合金融成物を粉化する工程、
上記TiB金属間化合物の凝結物が粒子境界を固定し、粒子成長を制限するように、上記ホウ素含有チタン合金粉末を、当該ホウ素含有チタン合金粉末のβトランザス温度を超える温度まで加熱する工程、および
上記ホウ素含有チタン合金粉末を加熱する工程は、圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を提供するために、6.35mm s −1 以下のラム速度で上記ホウ素含有チタン合金粉末を圧縮する工程を含み、
上記ホウ素含有チタン合金は、0.5重量%〜1.6重量%のホウ素を含むことを特徴とする方法。 - 上記ホウ素含有チタン合金粉末中の炭素含有量が、0.03重量%以下であることを特徴とする請求項9に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金粉末を、上記βトランザス温度を超える温度から冷却する工程をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の方法。
- 上記ホウ素含有チタン合金粉末を圧縮する工程は、単一方向圧縮、真空ホットプレス成形法、および熱間等静圧圧縮成形の少なくとも何れか一つを含むことを特徴とする請求項9に記載の方法。
- 8.5mm s −1 以下のラム速度で上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の方法。
- 上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程は、上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を鍛造すること、および押出しすることの少なくとも何れか1つを含むことを特徴とする請求項13に記載の方法。
- チタン合金中に等軸の粒子構造を形成するためにチタン合金を処理する方法であって、
得られたホウ素含有チタン合金融成物が冷却されたとき、チタン合金中に微細なTiB金属間化合物の凝結物が形成されるように、溶融しているTi−6Al−4V合金にホウ素を添加してホウ素含有チタン合金融成物を形成する工程、
ホウ素含有チタン合金粉末を形成するために上記ホウ素含有チタン合金融成物を粉化する工程、
上記TiB金属間化合物の凝結物が粒子境界を固定し、粒子成長を制限するように、上記ホウ素含有チタン合金粉末を、当該ホウ素含有チタン合金粉末のβトランザス温度を超える温度まで加熱する工程、および
上記ホウ素含有チタン合金粉末を上記βトランザス温度を超える温度まで加熱する工程の後に、6.35mm s −1 以下のラム速度で上記ホウ素含有チタン合金粉末を圧縮する工程を含み、
上記ホウ素含有チタン合金は、0.5重量%〜1.6重量%のホウ素を含むことを特徴とする方法。 - 上記ホウ素含有チタン合金粉末を圧縮する工程は、単一方向圧縮、真空ホットプレス成形法、および熱間等静圧圧縮成形の少なくとも何れか一つを含むことを特徴とする請求項15に記載の方法。
- 8.5mm s −1 以下のラム速度で、圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程をさらに含むことを特徴とする請求項15に記載の方法。
- 上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程は、上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を鍛造すること、および押出しすることの少なくとも何れか1つを含むことを特徴とする請求項17に記載の方法。
- 上記ホウ素が、液体状態または粉末状態であることを特徴とする請求項9に記載の方法。
- チタン合金中に等軸の粒子構造を形成するためにチタン合金を処理する方法であって、
得られたホウ素含有チタン合金融成物が冷却されたとき、チタン合金中に微細なTiB金属間化合物の凝結物が形成されるように、溶融しているTi−6Al−4V合金にホウ素を添加してホウ素含有チタン合金融成物を形成する工程、
ホウ素含有チタン合金粉末を形成するために上記ホウ素含有チタン合金融成物を粉化する工程、
圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を形成するために、上記ホウ素含有チタン合金粉末を圧縮する工程、
上記TiB金属間化合物の凝結物が粒子境界を固定し、粒子成長を制限するように、上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を、当該圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末のβトランザス温度を超える温度まで加熱する工程、および
8.5mm s −1 以下のラム速度で上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程を含み、
上記ホウ素含有チタン合金は、0.5重量%〜1.6重量%のホウ素を含むことを特徴とする方法。 - 上記ホウ素含有チタン合金粉末中の炭素含有量が、0.03重量%以下であることを特徴とする請求項20に記載の方法。
- 上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を、上記βトランザス温度を超える温度から冷却する工程をさらに含むことを特徴とする請求項20に記載の方法。
- 上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を上記βトランザス温度を超える温度まで加熱する工程と、上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程とが、同時に行われることを特徴とする請求項20に記載の方法。
- 上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を熱加工処理する工程は、上記圧縮されたホウ素含有チタン合金粉末を鍛造すること、および押出しすることの少なくとも何れか1つを含むことを特徴とする請求項20に記載の方法。
- 上記ホウ素が、液体状態または粉末状態であることを特徴とする請求項20に記載の方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US52866003P | 2003-12-11 | 2003-12-11 | |
US60/528,660 | 2003-12-11 | ||
PCT/US2004/041623 WO2005060631A2 (en) | 2003-12-11 | 2004-12-13 | Titanium alloy microstructural refinement method and high temperature, high strain rate superplastic forming of titanium alloys |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2007519822A JP2007519822A (ja) | 2007-07-19 |
JP4890262B2 true JP4890262B2 (ja) | 2012-03-07 |
Family
ID=34710090
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2006544068A Expired - Fee Related JP4890262B2 (ja) | 2003-12-11 | 2004-12-13 | チタン合金微細構造の精製方法および高温、高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US8128764B2 (ja) |
EP (1) | EP1697550A4 (ja) |
JP (1) | JP4890262B2 (ja) |
KR (1) | KR101237122B1 (ja) |
CN (1) | CN101080504B (ja) |
WO (1) | WO2005060631A2 (ja) |
Families Citing this family (31)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
US7879286B2 (en) * | 2006-06-07 | 2011-02-01 | Miracle Daniel B | Method of producing high strength, high stiffness and high ductility titanium alloys |
US20080035250A1 (en) | 2006-08-09 | 2008-02-14 | United Technologies Corporation | Grain refinement of titanium alloys |
EP2292806B1 (de) * | 2009-08-04 | 2012-09-19 | Helmholtz-Zentrum Geesthacht Zentrum für Material- und Küstenforschung GmbH | Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Titan oder Titanlegierung mittels MIM-Technologie |
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 |
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 |
US20120118433A1 (en) * | 2010-11-12 | 2012-05-17 | Fmw Composite Systems, Inc. | Method of modifying thermal and electrical properties of multi-component titanium alloys |
ES2404340T3 (es) * | 2010-12-16 | 2013-05-27 | Helmholtz-Zentrum Geesthacht Zentrum für Material- und Küstenforschung GmbH | Procedimiento para fabricar piezas metálicas moldeadas con superficie estructurada |
US8652400B2 (en) | 2011-06-01 | 2014-02-18 | Ati Properties, Inc. | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
US20130014865A1 (en) * | 2011-07-13 | 2013-01-17 | Hanusiak William M | Method of Making High Strength-High Stiffness Beta Titanium Alloy |
CN102706920B (zh) * | 2012-05-04 | 2014-03-26 | 中国科学院金属研究所 | 单晶高温合金杂晶形成倾向性的评定方法 |
CN104662200A (zh) * | 2012-05-16 | 2015-05-27 | Gkn航空公司 | 在基底上施加钛合金的方法 |
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 |
US9981349B2 (en) | 2013-05-31 | 2018-05-29 | Arconic Inc. | Titanium welding wire, ultrasonically inspectable welds and parts formed therefrom, and associated methods |
US9651524B2 (en) * | 2013-05-31 | 2017-05-16 | Rti International Metals, Inc. | Method of ultrasonic inspection of as-cast titanium alloy articles |
DE102014107284A1 (de) * | 2013-05-31 | 2014-12-04 | Rti International Metals, Inc. | Verfahren zur ultraschallprüfung von artikeln aus titanlegierung in gegossenem zustand |
US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
CN107107276A (zh) * | 2014-11-05 | 2017-08-29 | Rti国际金属公司 | 钛焊丝、超声可检查焊接部及由其形成的零件、以及相关方法 |
US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
TWI637065B (zh) * | 2015-07-29 | 2018-10-01 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | Titanium composite and titanium for hot work |
US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
JP6687118B2 (ja) * | 2016-09-02 | 2020-04-22 | 株式会社Ihi | TiAl合金及びその製造方法 |
CN109234569A (zh) * | 2018-10-12 | 2019-01-18 | 广州宇智科技有限公司 | 一种新型液态复合氧化物膜型含Li和B的阻燃钛合金 |
CN112695262B (zh) * | 2020-12-11 | 2021-10-22 | 西安理工大学 | 一种具有微构型的钛合金基复合材料及其制备方法 |
CN116486953B (zh) * | 2023-04-23 | 2023-09-05 | 哈尔滨工业大学 | 一种包含微结构效应的断裂相场仿真方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05279773A (ja) * | 1991-03-25 | 1993-10-26 | Nippon Steel Corp | 均一微細組織の高強度チタン合金 |
JPH06200341A (ja) * | 1993-01-06 | 1994-07-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 快削高剛性Ti合金 |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3622406A (en) * | 1968-03-05 | 1971-11-23 | Titanium Metals Corp | Dispersoid titanium and titanium-base alloys |
US5082506A (en) * | 1990-09-26 | 1992-01-21 | General Electric Company | Process of forming niobium and boron containing titanium aluminide |
US5284620A (en) * | 1990-12-11 | 1994-02-08 | Howmet Corporation | Investment casting a titanium aluminide article having net or near-net shape |
US5131959A (en) * | 1990-12-21 | 1992-07-21 | General Electric Company | Titanium aluminide containing chromium, tantalum, and boron |
US5370839A (en) * | 1991-07-05 | 1994-12-06 | Nippon Steel Corporation | Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity |
US5744254A (en) * | 1995-05-24 | 1998-04-28 | Virginia Tech Intellectual Properties, Inc. | Composite materials including metallic matrix composite reinforcements |
US5799238A (en) * | 1995-06-14 | 1998-08-25 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Method of making multilayered titanium ceramic composites |
US5653828A (en) * | 1995-10-26 | 1997-08-05 | National Research Council Of Canada | Method to procuce fine-grained lamellar microstructures in gamma titanium aluminides |
US5955207A (en) * | 1997-11-24 | 1999-09-21 | Mcdonnell Douglas Corporation | Structural panel having boron reinforce face sheets and associated fabrication method |
-
2004
- 2004-12-13 WO PCT/US2004/041623 patent/WO2005060631A2/en active Application Filing
- 2004-12-13 EP EP04818005A patent/EP1697550A4/en not_active Withdrawn
- 2004-12-13 CN CN200480039950XA patent/CN101080504B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2004-12-13 US US10/581,998 patent/US8128764B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2004-12-13 JP JP2006544068A patent/JP4890262B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2004-12-13 KR KR1020127007608A patent/KR101237122B1/ko not_active IP Right Cessation
-
2012
- 2012-01-06 US US13/344,818 patent/US20120180913A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05279773A (ja) * | 1991-03-25 | 1993-10-26 | Nippon Steel Corp | 均一微細組織の高強度チタン合金 |
JPH06200341A (ja) * | 1993-01-06 | 1994-07-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 快削高剛性Ti合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR20120064687A (ko) | 2012-06-19 |
CN101080504A (zh) | 2007-11-28 |
US20120180913A1 (en) | 2012-07-19 |
KR101237122B1 (ko) | 2013-02-25 |
US8128764B2 (en) | 2012-03-06 |
JP2007519822A (ja) | 2007-07-19 |
EP1697550A2 (en) | 2006-09-06 |
WO2005060631A2 (en) | 2005-07-07 |
WO2005060631A3 (en) | 2007-05-31 |
CN101080504B (zh) | 2012-10-17 |
US20110146853A1 (en) | 2011-06-23 |
EP1697550A4 (en) | 2008-02-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4890262B2 (ja) | チタン合金微細構造の精製方法および高温、高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成 | |
US7879286B2 (en) | Method of producing high strength, high stiffness and high ductility titanium alloys | |
JP5889786B2 (ja) | 銅粉、クロム粉または鉄粉を配合したチタン合金混合粉およびその製造方法ならびにチタン合金材の製造方法 | |
US4714587A (en) | Method for producing very fine microstructures in titanium alloy powder compacts | |
CN1009741B (zh) | 镍基超耐热合金的制品及制造方法 | |
US4297136A (en) | High strength aluminum alloy and process | |
WO2010077735A2 (en) | A method for forming high strength aluminum alloys containing l12 intermetallic dispersoids | |
JP2022512537A (ja) | 付加製造のための高強度チタン合金 | |
CN112176212A (zh) | 一种具有原位自生颗粒的复合材料及其制备方法 | |
EP3256613B1 (en) | Methods for producing titanium and titanium alloy articles | |
JP5759426B2 (ja) | チタン合金及びその製造方法 | |
US3698962A (en) | Method for producing superalloy articles by hot isostatic pressing | |
EP2403967A2 (en) | High strength l1 2 aluminum alloys produced by cryomilling | |
Tamirisakandala et al. | Powder metallurgy Ti-6Al-4V-xB alloys: Processing, microstructure, and properties | |
US4851053A (en) | Method to produce dispersion strengthened titanium alloy articles with high creep resistance | |
JP2914884B2 (ja) | ニッケルベース超合金圧縮物の高歪み速度変形 | |
CA2084415A1 (en) | Method for forging rapidly solidified magnesium base metal alloy billet | |
US4808250A (en) | Method for refining microstructures of blended elemental titanium powder compacts | |
JPS61213358A (ja) | 改良された性質を有するAl合金の製造法 | |
US4832760A (en) | Method for refining microstructures of prealloyed titanium powder compacts | |
US5067988A (en) | Low temperature hydrogenation of gamma titanium aluminide | |
KR20070021115A (ko) | 티타늄 합금의 미세구조 정련 방법 및 티타늄 합금의고온-고변형률 초가소성 성형방법 | |
JP2807400B2 (ja) | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 | |
Froes et al. | 1.2. 1 Titanium alloys and their importance | |
JPH0635631B2 (ja) | 超塑性窒化ケイ素ウイスカ強化アルミニウム合金複合材料の製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070626 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100413 |
|
A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20100709 |
|
A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20100716 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20101013 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110802 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20111025 |
|
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: 20111122 |
|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20111214 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141222 Year of fee payment: 3 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |