JPS63186859A - (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 - Google Patents
(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Info
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- JPS63186859A JPS63186859A JP62163842A JP16384287A JPS63186859A JP S63186859 A JPS63186859 A JP S63186859A JP 62163842 A JP62163842 A JP 62163842A JP 16384287 A JP16384287 A JP 16384287A JP S63186859 A JPS63186859 A JP S63186859A
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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
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
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。
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
とによって、チタンのα−相からβ−相への転換温度を
高べ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。デルコニ
ウムと亜鉛とは、両相によく溶ける。
により改善でき、その際、特定の合金要素を添加するこ
とによって、チタンのα−相からβ−相への転換温度を
高べ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。デルコニ
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、に、マツクキランの「チタニウム」ロンド
ンブラタ−ワース サイエンデフイック出版、1958
に説明されている。
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、に、マツクキランの「チタニウム」ロンド
ンブラタ−ワース サイエンデフイック出版、1958
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I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。
れら合金の典型的な例は、次記表I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。
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(thermomec
hanlsheBehandlung)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。
即ち、それら合金を熱機械的処理(thermomec
hanlsheBehandlung)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(Glel
chmaβaehnung)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。
chmaβaehnung)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日の間のミュンヘン
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17
9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
、116t−118頁に報告しているが、この著者は、
熱イソスタチッ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(Scha
denan−fael++gkeit)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つとを確認した。しカルながら、
同様にして、この研究によると、最大引っ張り強度(引
っ張り強度RM)値とイールド強度(yield st
rength) (0,2%伸展限界RPo、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(Bruchelnschn
urung RA)は40%以上には到底達しないこと
を明らかにしている。
なお、1984年9月10日−14日の間のミュンヘン
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17
9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
、116t−118頁に報告しているが、この著者は、
熱イソスタチッ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(Scha
denan−fael++gkeit)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つとを確認した。しカルながら、
同様にして、この研究によると、最大引っ張り強度(引
っ張り強度RM)値とイールド強度(yield st
rength) (0,2%伸展限界RPo、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(Bruchelnschn
urung 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
に興味を持っており、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、従って、1100MPaより明らかに高い強度と伸
長性とを有する詐りでなく、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(Lastsp Ie Ien )
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。
飛行工業は、改善された機械的性質を有するチタン合金
に興味を持っており、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、従って、1100MPaより明らかに高い強度と伸
長性とを有する詐りでなく、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(Lastsp Ie Ien )
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。
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/又は熱イソスタチックなプレスの
より製造された(α+β)−チタン合金の本発明のより
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Ti8A14Vが適当であ
ることが明らかとなったが、合金Ti 6AL 8V2
Sn、Ti 7AL 4Mo及びTi6AL 2Sn4
Zr2Moも亦、育効に熱機械的に処理出来る。
より製造された(α+β)−チタン合金の本発明のより
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Ti8A14Vが適当であ
ることが明らかとなったが、合金Ti 6AL 8V2
Sn、Ti 7AL 4Mo及びTi6AL 2Sn4
Zr2Moも亦、育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。
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、85
0℃でのハンマー掛け後の極めて強度の高い合金Ti6
AL4Vの構造が、1000倍率拡大で示されている。
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、85
0℃でのハンマー掛け後の極めて強度の高い合金Ti6
AL4V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。
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、8859C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。
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Tf 6AL 4Vの場合、トランススハ975@
c付近のある。しかし、それは酸素含宵量次第である。
c付近のある。しかし、それは酸素含宵量次第である。
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。しが
し乍ら、水、油又は両者を用いて行うのがよい。写真5
bには、写真5aとの関連で既述した合金の構造が、1
000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−薄葉の僅が許りの析出が認
められる。
ための適当な手段は、専門家によく知られている。しが
し乍ら、水、油又は両者を用いて行うのがよい。写真5
bには、写真5aとの関連で既述した合金の構造が、1
000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−薄葉の僅が許りの析出が認
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”C〜600@c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Ti
6AL4Vの構造が示している。TEM−写真(写真6
b)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(klelnvlnkel
korngrenzen)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。
を、次いで400”C〜600@c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Ti
6AL4Vの構造が示している。TEM−写真(写真6
b)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(klelnvlnkel
korngrenzen)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。A1と0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Ti 6AI 4V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。
スに影響する。A1と0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Ti 6AI 4V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
TiA14Vの場合は勿論、合金Ti 6A16V2S
n1’ri 7AI4Mo及びTiTi3Al25n4
Zr2の場合も、室温で(α+β)−組織が存在してい
る。
TiA14Vの場合は勿論、合金Ti 6A16V2S
n1’ri 7AI4Mo及びTiTi3Al25n4
Zr2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って変更され、
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’ C。
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’ C。
即ち、850℃で強り、シかも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−11参照)。950’ Cと975”Cの間に
アニールし、500℃で焼き戻す場合、複形式(bls
+。
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−11参照)。950’ Cと975”Cの間に
アニールし、500℃で焼き戻す場合、複形式(bls
+。
dales)な(α+β)−組織が出来る。即ち優れた
機械的性質を何する薄葉状の(α+β)−組織中に初期
αが埋メ込まれている。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(Lastsp Ie l ) 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。
機械的性質を何する薄葉状の(α+β)−組織中に初期
αが埋メ込まれている。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(Lastsp Ie l ) 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3図)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遺っている。即ち、表■は弾性
モヂュ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Tf 4AI 4V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(べきこ
とである。
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3図)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遺っている。即ち、表■は弾性
モヂュ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Tf 4AI 4V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(べきこ
とである。
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モして振度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4図)に示されている上方のベーラ−カーブ
は、全振動範囲内で、10 までの負荷サイクルで、従
来普通の方法によれ作られた材料に対比して(下方のベ
ーラ−カーブ)著しく改善された疲労強度を示している
。
R=0.1、Kt=1モして振度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4図)に示されている上方のベーラ−カーブ
は、全振動範囲内で、10 までの負荷サイクルで、従
来普通の方法によれ作られた材料に対比して(下方のベ
ーラ−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。
強度は100%改善された。
応用例において、直径8關のねじを製造し、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振動に耐えうろことが出来たが、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、3s
o、ooo振動に耐え、破壊までに、ファクター12だ
け高い振動に達した。
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振動に耐えうろことが出来たが、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、3s
o、ooo振動に耐え、破壊までに、ファクター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’ C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、9
75℃でのアニールは、トランズスの上にある。
量が向上するときは、975’ C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、9
75℃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。そのことば殊
に、宇宙飛行工業にとって極めて大切なことである。
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。そのことば殊
に、宇宙飛行工業にとって極めて大切なことである。
第3表と第5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5表には溶解温度との関
連で示されている。
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5表には溶解温度との関
連で示されている。
写真5aと写真5b及び6aは、本発明の製品の100
0倍拡大構造を示し、また、6bは本発明の製品の(α
+β)微細構造の電子顕微鏡写真である。 なお、本発明の製品の結晶構造やその組織は、添付写真
により説明する他に方法がない。 なお又、5aは850℃で64%の変形、5bは(α+
β)微細構造、975’ C/3分/水、850℃で6
4%の変形、6aは(α+β)@軸構造、975℃/3
分/水+500℃/2h、850’ Cで64%の変形
であり、6bは975℃/3分/水+500℃/2h1
850” Cで64%の変形である。 チ め 〉 辻
0倍拡大構造を示し、また、6bは本発明の製品の(α
+β)微細構造の電子顕微鏡写真である。 なお、本発明の製品の結晶構造やその組織は、添付写真
により説明する他に方法がない。 なお又、5aは850℃で64%の変形、5bは(α+
β)微細構造、975’ C/3分/水、850℃で6
4%の変形、6aは(α+β)@軸構造、975℃/3
分/水+500℃/2h、850’ Cで64%の変形
であり、6bは975℃/3分/水+500℃/2h1
850” Cで64%の変形である。 チ め 〉 辻
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ック
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って、
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4
00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
は伸延によっ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)Ti4ALXまたはTi6ALX、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Ti6AL4V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)Ti4ALXまたはTi6ALX、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Ti6AL4V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)Ti4ALXまたはTi6ALX、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 |
---|---|---|---|
DE19863622433 DE3622433A1 (de) | 1986-07-03 | 1986-07-03 | Verfahren zur verbesserung der statischen und dynamischen mechanischen eigenschaften von ((alpha)+ss)-titanlegierungen |
DE3622433.2 | 1986-07-03 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63186859A true JPS63186859A (ja) | 1988-08-02 |
JPH0138868B2 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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---|---|---|---|---|
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US4975125A (en) * | 1988-12-14 | 1990-12-04 | Aluminum Company Of America | Titanium alpha-beta alloy fabricated material and process for preparation |
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US5256369A (en) * | 1989-07-10 | 1993-10-26 | Nkk Corporation | Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof |
US5362441A (en) * | 1989-07-10 | 1994-11-08 | Nkk Corporation | Ti-Al-V-Mo-O alloys with an iron group element |
US5171375A (en) * | 1989-09-08 | 1992-12-15 | Seiko Instruments Inc. | Treatment of titanium alloy article to a mirror finish |
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US8012590B2 (en) | 2000-05-01 | 2011-09-06 | The Regents Of The University Of California | Glass/ceramic coatings for implants |
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US20040241037A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-12-02 | Wu Ming H. | Beta titanium compositions and methods of manufacture thereof |
US20040168751A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-09-02 | Wu Ming H. | Beta titanium compositions and methods of manufacture thereof |
US20040052676A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-03-18 | Wu Ming H. | beta titanium compositions and methods of manufacture thereof |
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DE10355892B4 (de) * | 2003-11-29 | 2007-01-04 | Daimlerchrysler Ag | Verfahren zur Herstellung von Ti, Zr, Hf enthaltenden Gesenkschmiedeteilen |
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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 |
JP4999828B2 (ja) * | 2007-12-25 | 2012-08-15 | ヤマハ発動機株式会社 | 破断分割型コンロッド、内燃機関、輸送機器および破断分割型コンロッドの製造方法 |
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US8499605B2 (en) | 2010-07-28 | 2013-08-06 | Ati Properties, Inc. | Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium |
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 |
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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 |
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US11268179B2 (en) | 2018-08-28 | 2022-03-08 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
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-
1986
- 1986-07-03 DE DE19863622433 patent/DE3622433A1/de not_active Withdrawn
-
1987
- 1987-06-30 JP JP62163842A patent/JPS63186859A/ja active Granted
- 1987-06-30 US US07/067,864 patent/US4842653A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-07-01 DE DE8787109433T patent/DE3765593D1/de not_active Expired - Fee Related
- 1987-07-01 EP EP87109433A patent/EP0254891B1/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
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---|---|---|---|---|
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Also Published As
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