JPH0138868B2 - - Google Patents
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- JPH0138868B2 JPH0138868B2 JP62163842A JP16384287A JPH0138868B2 JP H0138868 B2 JPH0138868 B2 JP H0138868B2 JP 62163842 A JP62163842 A JP 62163842A JP 16384287 A JP16384287 A JP 16384287A JP H0138868 B2 JPH0138868 B2 JP H0138868B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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Description
本発明は、熱機械的処理により(α+β)−チ
タン合金の動力学的且つ静力学的な機械的性質を
改良する方法に関する。 公知の様に、チタンの機械的性質は、既に、合
金添加物により改善でき、その際、特定の合金要
素を添加することによつて、チタンのα−相から
β−相への転換温度を高くしたり低くしたり出来
る。即ち、α−相かβ−相の何れかを安定化する
合金添加剤の間には相違が存在している。アルミ
ニウムは、例えば、α−安定化合金要素に属し、
代替混合結晶として溶かされている。一方、β−
安定化合金要素の例としては、殊に、まず第一
に、バナジウム及びモリブデンを挙げることが出
来る。ヂルコニウムと亜鉛とは、両相によく溶け
る。 アニール後に室温で存在している各種の相は、
α−チタン合金、β−チタン合金及び(α+β)
チタン合金に分類される。これら合金は、例え
ば、A.D.マツクキラン及びM.K.マツクキランの
「チタニウム」ロンドン ブツターワース サイ
エンチフイツク出版、1956に説明されている。 本発明は、原則的に(α+β)チタン合金に関
する。これら合金の典型的な例は、次記表に説
明された合金であり、その合金に就いて、室温で
の強度のデータも記載されている。
タン合金の動力学的且つ静力学的な機械的性質を
改良する方法に関する。 公知の様に、チタンの機械的性質は、既に、合
金添加物により改善でき、その際、特定の合金要
素を添加することによつて、チタンのα−相から
β−相への転換温度を高くしたり低くしたり出来
る。即ち、α−相かβ−相の何れかを安定化する
合金添加剤の間には相違が存在している。アルミ
ニウムは、例えば、α−安定化合金要素に属し、
代替混合結晶として溶かされている。一方、β−
安定化合金要素の例としては、殊に、まず第一
に、バナジウム及びモリブデンを挙げることが出
来る。ヂルコニウムと亜鉛とは、両相によく溶け
る。 アニール後に室温で存在している各種の相は、
α−チタン合金、β−チタン合金及び(α+β)
チタン合金に分類される。これら合金は、例え
ば、A.D.マツクキラン及びM.K.マツクキランの
「チタニウム」ロンドン ブツターワース サイ
エンチフイツク出版、1956に説明されている。 本発明は、原則的に(α+β)チタン合金に関
する。これら合金の典型的な例は、次記表に説
明された合金であり、その合金に就いて、室温で
の強度のデータも記載されている。
【表】
近年、(α+β)チタン合金を特別処理に付す
ること、即ち、それら合金を熱機械的処理
(thermomechanishe Behandlung)に付するこ
とにより、その静力学的及び動力学的な機械的性
質を改善しようとする試みは数が多い。その際、
材料をまず、多くの場合、加熱処理している。何
故ならば、面積減少に先立つその均整伸展
(Gleichma βdehnung)が僅だからである。溶解
アニール及び安定化により、次いで、材料の改善
された性質、例えば、高められた熱安定性や改善
された表面性質が達成できる。 チタン合金の機械的性質の改善に関する多数の
発表は、なお、1984年9月10日−14日の間のミユ
ンヘンに於けるチタニウム国際会議の枠内での関
連進歩の第1巻に現れている。例えば、ここに、
この第1巻の第179頁以下、267頁以下、327頁以
下及び339頁以下の論文を引用する。良く開発さ
れたPM−チタン−成形部品の機械的性質に就い
ては、J.P.ヘルテマン他も、「国際粉末冶金」の
第17巻、第3号、1985年、116−118頁に報告して
いるが、この著者は、熱イソスタチツクプレスに
より加工された材料の機械的性質が、純粋の酸化
物を含有しない粉末の使用により、また、適当な
構造の調整により、改善でき、このいわゆるHIP
−材料が、その強度値や損傷発生率
(Schadenan-faelligkeit)に於いて、その可鍛物
と比肩されうるものでおるかもくは、このものよ
りも卓越しているというとを確認した。しかしな
がら、同様にして、この研究によると、最大引つ
張り強度(引つ張り強度RM)値とイールド強度
(yield strength)(0.2%伸展限界R Po,2%)
は、依然として1100MPA以上には上昇させるこ
とが出来ず、一方、伸長率(破壊伸長率EL)は
17%を越えて上昇せず破壊面積減少
(Brucheinschnurung RA)は40%以上には到底
達しないことを明らかにしている。 大きな消費者としての化学工業の他に、依然と
して宇宙飛行工業は、改善された機械的性質を有
するチタン合金に興味を持つており、また、持た
なければならないので、本発明の課題は、特許請
求の範囲の上位概念による方法、従つて、
1100MPaより明らかに高い強度と伸長性とを有
する許りでなく、従来公知の方法で得られる同様
の組成の(α+β)−チタン合金以上に破壊に到
るまでの負荷サイクル(Lastspielen)も増大し
ている。(α+β)−チタン合金を提供可能にする
ことである。 この課題の解決法は、特許請求の範囲の特徴部
分の特性を有する本発明のよる方法である。この
方法の優れた実施態様は、その他特許請求の範囲
の対象である。 溶融及び鍛治、及び/又は熱イソスタチツクな
プレスのより製造された(α+β)−チタン合金
の本発明により最初に必要とされる変形
(Umformung)は、冒頭に若干の例が説明され
ているが、60%以上は、合目的的に、鍛治、プレ
ス、ハンマー、ロール掛け又は引張りにより行う
ことができる。上記合金の中で、本発明の方法に
ついては、殊に、合金Ti6A14Vが適当であるこ
とが明らかとなつたが、合金Ti6AL 6V2Sn,
Ti7AL 4Mo及びTi6AL 2Sn4Zr2Moも亦、有効
に熱機械的に処理出来る。 個々の変形工程の間に、本発明によると、合金
の構造(Gefuege)は加熱により応力除去されな
くてはならない。その際、その微細構造が完全に
は再結晶しない様に注意すべきである。その理由
から、何れににしても、長時間の中間アニールは
回避すべきでる。写真5aには、850℃でのハン
マー掛け後の極めて強度の高い合金Ti6AL 4Vの
構造が、1000倍率拡大で示されている。 所望の最終的寸法で存在している成型部品を、
次いで焼き戻し、しかも2〜4分間トランズス
(Tranzus)の近くでアニールする。公知の様に、
このトランズス、即ち、例えば純チタンの同素的
な変形は885℃付近にある。このことは、885℃以
下の温度で存在しているα−チタンの六方結晶格
子が高い温度では、β−チタンの六面体の空間集
中格子に変化することを意味している。 合金Ti6AL 4Vの場合、トランズスは975℃付
近のある。しかし、それは酸素含有量次第であ
る。この合金は、アニール後急冷されるが、その
際、急冷のための適当な手段は、専門家によく知
られている。しかし乍ら、水、油又は両者を用い
て行うのがよい。写真5bには、写真5aとの関
連で既述した合金の構造が、1000倍拡大で示され
ている。この写真は(α+β)−構造中に血球状
の比較的大きなα−粒子(μm−範囲)の貯蔵を
示している。一方(α+β)−領域には、β−構
造中に貯蔵されているα−薄葉の僅か許りの析出
が認められる。 この構造の安定化を達成するために、急冷した
成型部品を、次いで400℃〜600℃の範囲の温度で
加熱又はねかせる。この場合、(α+β)−析出物
は粗くなり、大きいα−粒子は変化を起こすこと
がない。このことは、写真6aに示され、例とし
て述べられた合金Ti6AL 4Vの構造が示してい
る。TEM−写真(写真6b)に明らかな様に、
電子顕微鏡中には、α−粒子が転位及び小さい角
度の粒子限界(kleinwinkelkorngrenzen)を示
している。即ちこのα−粒子は多形化されてお
り、再結晶化されていない。 専門家に周知に様に、チタン合金中の合金要素
は、トズスに影響する。AlとOとは合金のα−
領域を高い温度に拡大する。要素V,Mo,Mn
及びCrは、合金のβ−領域を拡大する。即ち、
トランズスの温度は低下する。合金Ti6Al4Vの
場合には、純チタンのトラズスはより高い温度に
移動する。ZnとSnとは、この点で、中立的の要
素である。 実際に使用される(α+β)−チタン合金、即
ち、殊にTiAl4Vの場合は勿論、合金
Ti6Al6V2Sn,Ti7Al4Mo及びTi6Al2Sn4Zr2Mo
の場合も、室温で(α+β)−組織が存在してい
る。この組織構成は、変形及びアニールによつて
変更され、その際、こうして、各種機械的性質が
調整できる。材料は、先ず約800℃なる再結晶温
度の上約50℃、即ち、850℃で強く、しかも60%
以上変形できる。即ち強く可塑的に変形され、ま
たその場合、強く硬化する。950℃以下の溶解ア
ニール及び、2時間500℃での焼き戻しにより粗
末な(α+β)−組織が出来る(写真e+f参
照)。950℃と975℃の間にアニールし、500℃で焼
き戻す場合、複形式(bimodales)な(α+β)
−組織が出来る。即ち優れた機械的性質を有する
薄葉状の(α+β)−組織中に初期αが埋め込ま
れている。750℃以上にアニールし焼き戻す場合
は、これに反して、薄葉組織が生成する。この組
織は、延性において著しく低下している。この複
形式の組織は、同時に伸長性と面積減少が向上す
る場合、強度上昇と0.2%の伸長限界の前提条件
である。更に高い負荷サイクル(Lastspiel)の
場合の疲労強度は、普通の材料に対比して倍加し
ている。 従来知られていた比較合金に対比して著しく改
善された本発明により製造された(α+β)−チ
タン合金の著しく優れた性質は、表及びダイヤ
グラム(第5表)に示されている。引張り強度の
値、0.2%伸長限界、伸延性及び面積減少はDIN
−規格No.17851に決められた最低値を遥かに上迴
つている。即ち、表は弾性モヂユルについての
測定値をも記載している。なるほど、単にHIP−
変形合金Ti4Al4VもDIN−規定を充足している
が、それは本発明により製造された材料により、
あらゆる値において、著しく追い越されている。
その際、殊に高められた強度と共に材料の延性も
著しく、即ち約30%も上昇していることは驚くべ
きことである。
ること、即ち、それら合金を熱機械的処理
(thermomechanishe Behandlung)に付するこ
とにより、その静力学的及び動力学的な機械的性
質を改善しようとする試みは数が多い。その際、
材料をまず、多くの場合、加熱処理している。何
故ならば、面積減少に先立つその均整伸展
(Gleichma βdehnung)が僅だからである。溶解
アニール及び安定化により、次いで、材料の改善
された性質、例えば、高められた熱安定性や改善
された表面性質が達成できる。 チタン合金の機械的性質の改善に関する多数の
発表は、なお、1984年9月10日−14日の間のミユ
ンヘンに於けるチタニウム国際会議の枠内での関
連進歩の第1巻に現れている。例えば、ここに、
この第1巻の第179頁以下、267頁以下、327頁以
下及び339頁以下の論文を引用する。良く開発さ
れたPM−チタン−成形部品の機械的性質に就い
ては、J.P.ヘルテマン他も、「国際粉末冶金」の
第17巻、第3号、1985年、116−118頁に報告して
いるが、この著者は、熱イソスタチツクプレスに
より加工された材料の機械的性質が、純粋の酸化
物を含有しない粉末の使用により、また、適当な
構造の調整により、改善でき、このいわゆるHIP
−材料が、その強度値や損傷発生率
(Schadenan-faelligkeit)に於いて、その可鍛物
と比肩されうるものでおるかもくは、このものよ
りも卓越しているというとを確認した。しかしな
がら、同様にして、この研究によると、最大引つ
張り強度(引つ張り強度RM)値とイールド強度
(yield strength)(0.2%伸展限界R Po,2%)
は、依然として1100MPA以上には上昇させるこ
とが出来ず、一方、伸長率(破壊伸長率EL)は
17%を越えて上昇せず破壊面積減少
(Brucheinschnurung RA)は40%以上には到底
達しないことを明らかにしている。 大きな消費者としての化学工業の他に、依然と
して宇宙飛行工業は、改善された機械的性質を有
するチタン合金に興味を持つており、また、持た
なければならないので、本発明の課題は、特許請
求の範囲の上位概念による方法、従つて、
1100MPaより明らかに高い強度と伸長性とを有
する許りでなく、従来公知の方法で得られる同様
の組成の(α+β)−チタン合金以上に破壊に到
るまでの負荷サイクル(Lastspielen)も増大し
ている。(α+β)−チタン合金を提供可能にする
ことである。 この課題の解決法は、特許請求の範囲の特徴部
分の特性を有する本発明のよる方法である。この
方法の優れた実施態様は、その他特許請求の範囲
の対象である。 溶融及び鍛治、及び/又は熱イソスタチツクな
プレスのより製造された(α+β)−チタン合金
の本発明により最初に必要とされる変形
(Umformung)は、冒頭に若干の例が説明され
ているが、60%以上は、合目的的に、鍛治、プレ
ス、ハンマー、ロール掛け又は引張りにより行う
ことができる。上記合金の中で、本発明の方法に
ついては、殊に、合金Ti6A14Vが適当であるこ
とが明らかとなつたが、合金Ti6AL 6V2Sn,
Ti7AL 4Mo及びTi6AL 2Sn4Zr2Moも亦、有効
に熱機械的に処理出来る。 個々の変形工程の間に、本発明によると、合金
の構造(Gefuege)は加熱により応力除去されな
くてはならない。その際、その微細構造が完全に
は再結晶しない様に注意すべきである。その理由
から、何れににしても、長時間の中間アニールは
回避すべきでる。写真5aには、850℃でのハン
マー掛け後の極めて強度の高い合金Ti6AL 4Vの
構造が、1000倍率拡大で示されている。 所望の最終的寸法で存在している成型部品を、
次いで焼き戻し、しかも2〜4分間トランズス
(Tranzus)の近くでアニールする。公知の様に、
このトランズス、即ち、例えば純チタンの同素的
な変形は885℃付近にある。このことは、885℃以
下の温度で存在しているα−チタンの六方結晶格
子が高い温度では、β−チタンの六面体の空間集
中格子に変化することを意味している。 合金Ti6AL 4Vの場合、トランズスは975℃付
近のある。しかし、それは酸素含有量次第であ
る。この合金は、アニール後急冷されるが、その
際、急冷のための適当な手段は、専門家によく知
られている。しかし乍ら、水、油又は両者を用い
て行うのがよい。写真5bには、写真5aとの関
連で既述した合金の構造が、1000倍拡大で示され
ている。この写真は(α+β)−構造中に血球状
の比較的大きなα−粒子(μm−範囲)の貯蔵を
示している。一方(α+β)−領域には、β−構
造中に貯蔵されているα−薄葉の僅か許りの析出
が認められる。 この構造の安定化を達成するために、急冷した
成型部品を、次いで400℃〜600℃の範囲の温度で
加熱又はねかせる。この場合、(α+β)−析出物
は粗くなり、大きいα−粒子は変化を起こすこと
がない。このことは、写真6aに示され、例とし
て述べられた合金Ti6AL 4Vの構造が示してい
る。TEM−写真(写真6b)に明らかな様に、
電子顕微鏡中には、α−粒子が転位及び小さい角
度の粒子限界(kleinwinkelkorngrenzen)を示
している。即ちこのα−粒子は多形化されてお
り、再結晶化されていない。 専門家に周知に様に、チタン合金中の合金要素
は、トズスに影響する。AlとOとは合金のα−
領域を高い温度に拡大する。要素V,Mo,Mn
及びCrは、合金のβ−領域を拡大する。即ち、
トランズスの温度は低下する。合金Ti6Al4Vの
場合には、純チタンのトラズスはより高い温度に
移動する。ZnとSnとは、この点で、中立的の要
素である。 実際に使用される(α+β)−チタン合金、即
ち、殊にTiAl4Vの場合は勿論、合金
Ti6Al6V2Sn,Ti7Al4Mo及びTi6Al2Sn4Zr2Mo
の場合も、室温で(α+β)−組織が存在してい
る。この組織構成は、変形及びアニールによつて
変更され、その際、こうして、各種機械的性質が
調整できる。材料は、先ず約800℃なる再結晶温
度の上約50℃、即ち、850℃で強く、しかも60%
以上変形できる。即ち強く可塑的に変形され、ま
たその場合、強く硬化する。950℃以下の溶解ア
ニール及び、2時間500℃での焼き戻しにより粗
末な(α+β)−組織が出来る(写真e+f参
照)。950℃と975℃の間にアニールし、500℃で焼
き戻す場合、複形式(bimodales)な(α+β)
−組織が出来る。即ち優れた機械的性質を有する
薄葉状の(α+β)−組織中に初期αが埋め込ま
れている。750℃以上にアニールし焼き戻す場合
は、これに反して、薄葉組織が生成する。この組
織は、延性において著しく低下している。この複
形式の組織は、同時に伸長性と面積減少が向上す
る場合、強度上昇と0.2%の伸長限界の前提条件
である。更に高い負荷サイクル(Lastspiel)の
場合の疲労強度は、普通の材料に対比して倍加し
ている。 従来知られていた比較合金に対比して著しく改
善された本発明により製造された(α+β)−チ
タン合金の著しく優れた性質は、表及びダイヤ
グラム(第5表)に示されている。引張り強度の
値、0.2%伸長限界、伸延性及び面積減少はDIN
−規格No.17851に決められた最低値を遥かに上迴
つている。即ち、表は弾性モヂユルについての
測定値をも記載している。なるほど、単にHIP−
変形合金Ti4Al4VもDIN−規定を充足している
が、それは本発明により製造された材料により、
あらゆる値において、著しく追い越されている。
その際、殊に高められた強度と共に材料の延性も
著しく、即ち約30%も上昇していることは驚くべ
きことである。
【表】
この合金の疲労強度は、アムスラープルサーに
おいて、R=0.1,Kt=1そして振度130±19Hzな
る条件で測定した。本発明により製造された材料
のダイヤグラム(第6表)に示されている上方の
ベーラーカーブは、全振動範囲内で、107までの
負荷サイクルで、従来普通の方法により作られた
材料に対比して(下方のベーラーカーブ)著しく
改善された疲労強度を示している。その際、引張
り強度の性質は40%改善されたし、持続強度は
100%改善された。 応用例において、直径8mmのねじを製造し、そ
のサイクル疲労強度を試験した。普通の材料は、
破壊までに最大30.000振動に耐えうることが出来
たが、本発明による熱機械的な処理を用いる場合
の同じ負荷では、360.000振動に耐え、破壊まで
に、フアクター12だけ高い振動に達した。 トランズスは、酸素含量の増大と共に上昇す
る。酸素含量が向上するときは、975℃でのアニ
ールは、トランズス以下である。一方、酸素含量
が低いときは、975℃でのアニールは、トランズ
スの上にある。 本発明により製造された材料の静力学的且つ動
力学的な機械的性質の上述の改善により、強度の
高い(α+β)−合金の利用範囲が、静的外力で
も、動的な外力でも、著しく拡大されうることが
明らかである。そのことは殊に、宇宙飛行工業に
とつて極めて大切なことである。 第3表と第4表には、アニール処理後の合金
Ti6AL 4Vの機械的性質が曲線で示されている。
しかも、第3表には変形との関連で、また第4表
には溶解温度との関連で示されている。
おいて、R=0.1,Kt=1そして振度130±19Hzな
る条件で測定した。本発明により製造された材料
のダイヤグラム(第6表)に示されている上方の
ベーラーカーブは、全振動範囲内で、107までの
負荷サイクルで、従来普通の方法により作られた
材料に対比して(下方のベーラーカーブ)著しく
改善された疲労強度を示している。その際、引張
り強度の性質は40%改善されたし、持続強度は
100%改善された。 応用例において、直径8mmのねじを製造し、そ
のサイクル疲労強度を試験した。普通の材料は、
破壊までに最大30.000振動に耐えうることが出来
たが、本発明による熱機械的な処理を用いる場合
の同じ負荷では、360.000振動に耐え、破壊まで
に、フアクター12だけ高い振動に達した。 トランズスは、酸素含量の増大と共に上昇す
る。酸素含量が向上するときは、975℃でのアニ
ールは、トランズス以下である。一方、酸素含量
が低いときは、975℃でのアニールは、トランズ
スの上にある。 本発明により製造された材料の静力学的且つ動
力学的な機械的性質の上述の改善により、強度の
高い(α+β)−合金の利用範囲が、静的外力で
も、動的な外力でも、著しく拡大されうることが
明らかである。そのことは殊に、宇宙飛行工業に
とつて極めて大切なことである。 第3表と第4表には、アニール処理後の合金
Ti6AL 4Vの機械的性質が曲線で示されている。
しかも、第3表には変形との関連で、また第4表
には溶解温度との関連で示されている。
図面に代わる写真で示された添付第1ないし第
4図は何れも本発明の製品の金属組織を示す写真
である。なお又、第1図は850℃で64%の変形、
第2図は(α+β)微細構造、975℃/3分/水、
850℃で64%の変形、第3図は(α+β)微細構
造、975℃/3分/水+500℃/2h,850℃で64%
の変形であり、第4図は975℃/3分/水+500
℃/2h,850℃で64%の変形である。
4図は何れも本発明の製品の金属組織を示す写真
である。なお又、第1図は850℃で64%の変形、
第2図は(α+β)微細構造、975℃/3分/水、
850℃で64%の変形、第3図は(α+β)微細構
造、975℃/3分/水+500℃/2h,850℃で64%
の変形であり、第4図は975℃/3分/水+500
℃/2h,850℃で64%の変形である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 粉末の溶融及び鍛治及び/または熱イソスタ
チツクプレスにより製造された合金を、それぞれ
の合金の再結晶温度の直ぐ上の温度で一工程又は
多数工程で、それぞれそれら工程間に行われた構
造応力除去加熱を以つて、完全な再結晶なしに、
同時に硬化しながら、60%以上変形させ、その成
型部品を次いで、2ないし4分間、その合金のト
ランズス近くで焼き戻し、急冷し、次いで400な
いし600℃の範囲内の温度で焼き戻すことを特徴
とする熱機械的処理により(α+β)−チタン合
金の動力学的且つ静力学的な機械的性質を改良す
る方法。 2 合金を鍛治、プレス、ハンマー掛け、ロール
掛け又は伸延によつて変形する特許請求の範囲1
の方法。 3 成型部品を水、及び/又は油を用いて急冷す
ることを特徴とする特許請求の範囲1の方法。 4 成型部品を、約950℃と980℃の間の温度でま
ず3分間焼き戻し、そして急冷し、次いで450℃
ないし550℃で2時間、焼き戻すことを特徴とす
る特許請求の範囲1の方法。 5 成型部品をまず、約950℃と980℃の間の温度
で3分間焼き戻し、そして急冷し、次いで450℃
ないし550℃で、2時間、焼き戻すことを特徴と
する特許請求の範囲2の方法。 6 Ti4AL XまたはTi6AL X、その際、Xは
一つ又は多数のバナジウム、モリブデン、ジルコ
ニウム、亜鉛、鉄、銅及びシリチウムよりなる群
からの一つ又は多数の合金要素を意味する、で示
される合金を基体とした(α+β)チタン多物質
合金を使用することを特徴とする特許請求の範囲
1の方法。 7 合金Ti6AL 4Vを、850℃でハンマー掛けに
より90%変形し、その成型部品を次いで3分間
975℃で焼き戻し、水で急冷し、次いで500℃で空
気で2時間焼き戻すことを特徴とする特許請求の
範囲1の方法。 8 Ti4AL XまたはTi6AL X、その際、Xは
一つ又は多数のバナジウム、モリブデン、ジルコ
ニウム、亜鉛、鉄、銅及びシリチウムよりなる群
からの一つ又は多数の合金要素を意味する、で示
される合金を基体とした(α+β)チタン多物質
合金を使用することを特徴とする特許請求の範囲
4の方法。 9 合金Ti6AL 4Vを、850℃でハンマー掛けに
より90%変形し、その成型部品を次いで3分間
975℃で焼き戻し、水で急冷し、次いで500℃で空
気で2時間焼き戻すことを特徴とする特許請求の
範囲4の方法。 10 Ti4AL XまたはTi6AL X、その際、X
は一つ又は多数のバナジウム、モリブデン、ジル
コニウム、亜鉛、鉄、銅及びシリチウムよりなる
群からの一つ又は多数の合金要素を意味する、で
示される合金を基体とした(α+β)チタン多物
質合金を使用することを特徴とする特許請求の範
囲6の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE3622433.2 | 1986-07-03 | ||
DE19863622433 DE3622433A1 (de) | 1986-07-03 | 1986-07-03 | Verfahren zur verbesserung der statischen und dynamischen mechanischen eigenschaften von ((alpha)+ss)-titanlegierungen |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63186859A JPS63186859A (ja) | 1988-08-02 |
JPH0138868B2 true JPH0138868B2 (ja) | 1989-08-16 |
Family
ID=6304351
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62163842A Granted JPS63186859A (ja) | 1986-07-03 | 1987-06-30 | (α+β)−チタン合金の動力学的且つ静力学的な機械的性質を改良する方法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4842653A (ja) |
EP (1) | EP0254891B1 (ja) |
JP (1) | JPS63186859A (ja) |
DE (2) | DE3622433A1 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1987
- 1987-06-30 US US07/067,864 patent/US4842653A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-06-30 JP JP62163842A patent/JPS63186859A/ja active Granted
- 1987-07-01 EP EP87109433A patent/EP0254891B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-07-01 DE DE8787109433T patent/DE3765593D1/de not_active Expired - Fee Related
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---|---|---|---|---|
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