RU2635204C1 - Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана - Google Patents
Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана Download PDFInfo
- Publication number
- RU2635204C1 RU2635204C1 RU2016152266A RU2016152266A RU2635204C1 RU 2635204 C1 RU2635204 C1 RU 2635204C1 RU 2016152266 A RU2016152266 A RU 2016152266A RU 2016152266 A RU2016152266 A RU 2016152266A RU 2635204 C1 RU2635204 C1 RU 2635204C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- powder
- titanium
- niobium
- alloy
- laser
- Prior art date
Links
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 51
- 239000010936 titanium Substances 0.000 title claims abstract description 49
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 41
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 13
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 55
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 44
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 42
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 42
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 18
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- 238000002156 mixing Methods 0.000 claims abstract description 11
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000005551 mechanical alloying Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 9
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 9
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 9
- 230000000399 orthopedic effect Effects 0.000 claims description 6
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 20
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 17
- 239000000463 material Substances 0.000 description 16
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 16
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 16
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 4
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 3
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- RJSRQTFBFAJJIL-UHFFFAOYSA-N niobium titanium Chemical compound [Ti].[Nb] RJSRQTFBFAJJIL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021325 alpha 2-Ti3Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 239000011863 silicon-based powder Substances 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 229910021324 titanium aluminide Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
- B22F3/105—Sintering only by using electric current other than for infrared radiant energy, laser radiation or plasma ; by ultrasonic bonding
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
-
- 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
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- 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
-
- 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
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
Abstract
Изобретение относится к получению интерметаллидного ортосплава на основе титана. Способ включает перемешивание порошков титана и ниобия с обеспечением механического легирования порошка титана порошком ниобия в течение 8-24 ч, затем проводят механическое перемешивание легированного ниобием порошка титана с порошком алюминия. Полученную порошковую смесь компонентов сплава наносят на металлическую платформу слоями толщиной 35-150 мкм с лазерным плавлением слоев постоянным непрерывным лазером мощностью 400-1000 Вт со скоростью сканирования 300-1000 мм/с. Обеспечивается высокая химическая однородность интерметаллидного ортосплава на основе титана. 2 з.п. ф-лы, 3 пр., 1 табл.
Description
Изобретение относится к порошковой металлургии, а именно к получению интерметаллидного ортосплава на основе титана, и может найти применение в авиационной и энергетической промышленности при производстве компонентов газотурбинных двигателей.
Известны три основные группы сплавов на основе алюминидов титана, обладающие различным фазовым составом: α2-сплавы (Ti3Al), γ-сплавы (TiAl) и ортосплавы (Ti2AlNb), которые обладают высокой прочностью, низким удельным весом, жаростойкостью, высоким сопротивлением ползучести. Основным препятствием для массового применения интерметаллидных α2- и γ-сплавов, в отличие от ортосплавов, является их низкая пластичность. В то же время, ортосплавы имеют более высокие характеристики низкотемпературной и высокотемпературной удельной прочности и пластичности, что позволяет рассматривать их как перспективный материал для изготовления компонентов аэрокосмической техники. Алюминий является основным легирующим элементом в титановых сплавах, способствует образованию ортофазы и повышает прочность материала при высоких температурах. Ниобий добавляют для образования ортофазы Ti2AlNb, повышения стабильности сплава при повышенной температуре, а также для повышения пластичности сплава при комнатной температуре путем образования В2-фазы. Мо, Та, Zr, Si добавляют для повышения прочностных характеристик при повышенной температуре и увеличения сопротивления ползучести материала.
Известен способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана, при котором осуществляют переплав исходных компонентов сплава (например, с помощью вакуумно-дуговой плавки), затем материал подвергают пластической деформации в виде ковки или экструзии для получения прутков из ортосплава, после чего прутки из ортосплава подвергают термомеханической обработке [Патент US 6132526, МПК С22С 14/00, опубликован 17.10.2000 г.].
Недостатками известного способа являются неоднородный химический состав получаемого материала, высокая трудоемкость и многостадийность способа и невозможность использования получаемого сплава для изготовления сложнопрофильных изделий методами порошковой металлургии.
Известен способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана, при котором механически смешивают порошки чистых металлов - компонентов сплава, после чего полученную смесь спекают при высокой температуре под давлением [Wang, Guofeng, Jianlei Yang, and Xueyan Jiao. "Microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy fabricated by elemental powder metallurgy." Materials Science and Engineering: A 654 (2016): 69-76].
Недостатками известного способа являются химическая неоднородность получаемого материала, а также ограничения по геометрии изготавливаемых изделий.
Наиболее близким аналогом, взятым за прототип, является способ получения сплава на основе титана [Fischer, М., et al. "In situ elaboration of a binary Ti-26Nb alloy by selective laser melting of elemental titanium and niobium mixed powders." Materials Science and Engineering: С 62 (2016): 852-859], включающий механическое перемешивание порошков титана и ниобия, нанесение на металлическую платформу порошковой смеси титана и ниобия слоями толщиной 30 мкм и плавление слоев порошковой смеси титана и ниобия импульсным лазером с энергией от 39 до 1467 Дж/мм.
Данным способом возможно получение ортосплава, однако получаемый материал будет иметь неоднородность по химическому составу.
Технической проблемой изобретения является разработка способа получения интерметаллидного ортосплава на основе титана, обеспечивающего однородный химический состав материала.
Для достижения технического результата аналогично прототипу способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана включает перемешивание порошков титана и ниобия, нанесение на металлическую платформу порошковой смеси компонентов сплава слоями и послойное лазерное плавление порошковой смеси.
В отличие от прототипа, при перемешивании осуществляют механическое легирование порошка титана порошком ниобия при содержании Nb от 18 до 28% (ат.) в планетарной мельнице с использованием металлических шаров в качестве мелющих тел в течение 8-24 ч.
Затем осуществляют механическое перемешивание порошка твердого раствора легирующих компонентов в титане с порошком алюминия при содержании Al от 16 до 26% (ат.). Полученную смесь наносят на металлическую платформу слоем толщиной 35-150 мкм и плавят при помощи непрерывного лазера мощностью 400-1000 Вт со скоростью сканирования 300-1000 мм/с.
При механическом легировании порошка титана порошком ниобия дополнительно могут вводить порошок по крайней мере одного элемента из группы, включающей молибден, цирконий, тантал и кремний, в суммарном количестве 0,4-5%.
После охлаждения интерметаллидного ортосплава на основе титана может быть проведена термическая обработка путем отжига при температуре 900-1200°С в течение 12-36 ч.
Технический результат - высокая химическая однородность интерметаллидного ортосплава на основе титана.
При механическом легировании в планетарной мельнице с использованием металлических шаров в качестве мелющих тел сначала происходит перемешивание порошков титана, ниобия и смеси порошков Мо+Zr+Та+Si. Затем частицы порошков сплющиваются и свариваются между собой за счет интенсивной пластической деформации металлическими шарами. Формируется порошок со слоистой структурой, состоящей из различных комбинаций исходных компонентов. Далее с увеличением времени механического легирования за счет диффузии исходных компонентов образуется порошок, состоящий из твердого раствора легирующих компонентов в титане с высокой химической однородностью.
Механическое перемешивание порошков необходимо для получения однородной порошковой смеси алюминия и порошка твердого раствора на основе титана.
В результате воздействия энергии лазерного луча на слой порошковой смеси алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане происходит расплавление порошковой смеси с образованием жидкой фазы и ее последующее охлаждение. При охлаждении жидкой фазы под действием капиллярных сил происходит перемещение расплавленных компонентов и их перемешивание с одновременной кристаллизацией жидкой фазы, что приводит к образованию интерметаллидного ортосплава на основе титана, состоящего из титана, ниобия, алюминия, и по крайней мере одного элемента из группы, включающей молибден, цирконий, тантал и кремний с высокой химической однородностью. Высокая химическая однородность интерметаллидного ортосплава на основе титана определяется тем, что механическое легирование происходит в твердофазном состоянии, при котором не происходит дендритная ликвация и осуществляется однородное перемешивание исходных компонентов.
Использование непрерывного лазера обусловлено большей стабильностью расплавленной области. При мощности лазера более 1000 Вт и/или скорости сканирования лазера менее 300 мм/с происходит перегрев порошковой смеси, что приводит к частичному испарению материала, ликвации компонентов из-за больших размеров расплавленной области и образованию газовых пор. При мощности лазера менее 400 Вт, и/или скорости сканирования более 1000 мм/с, и/или толщине слоя порошковой смеси более 150 мкм энергии лазерного излучения недостаточно для полного расплавления материала, что приводит к получению отдельных частиц порошков алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане, и не позволяет получить интерметаллидный ортосплав на основе титана. При толщине слоя порошковой смеси менее 35 мкм, сопоставимой с размерами частиц порошка, при плавлении лазером не обеспечивается перемещение и перемешивание расплавленных компонентов и, соответственно, однородность химического состава.
После охлаждения интерметаллидный ортосплав на основе титана может быть термически обработан путем отжига при температуре 900-1200°С в течение 12-36 ч. В результате отжига происходит выделение дополнительных вторичных фаз O-Ti2AlNb и α2-Ti3Al, что приводит к повышению прочности сплава, а также повышается химическая однородность материала. При температуре отжига менее 900°С и/или времени отжига менее 12 ч не происходит выделения вторичных фаз. При температуре отжига более 1200°С и/или времени отжига более 36 ч происходит чрезмерный рост зерен материала, что приводит к снижению его прочности.
Предлагаемый способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана осуществляют в следующей последовательности:
Проводят механическое легирование порошка титана ниобием при содержании ниобия от 18 до 28% (ат.) и по крайней мере одним порошком из группы, включающей молибден, цирконий, тантал и кремний в суммарном количестве 0,4-5%, в планетарной мельнице с использованием металлических шаров в качестве мелющих тел при соотношении массы шаров к массе порошка 10-20 к 1 в течение 8-24 ч. Производят механическое перемешивание полученного порошка твердого раствора легирующих компонентов в титане с порошком алюминия при содержании Al от 16 до 26% (ат.) в смесителе типа "пьяная бочка" в течение 6-24 ч за счет многократного пересыпания порошков в объеме цилиндрической емкости, закрепленной под некоторым углом.
Наносят смесь порошка алюминия и порошка твердого раствора легирующих компонентов в титане на металлическую платформу слоем толщиной 35-150 мкм. С помощью непрерывного лазера плавят слой порошковой смеси алюминия и порошка твердого раствора легирующих компонентов в титане при мощности лазера 400-1000 Вт, скорости сканирования 300-1000 мм/с. После охлаждения расплава интерметаллидного ортосплава на основе титана проводят отжиг при температуре 900-1200°С в течение 12-36 ч.
Пример 1
Были взяты порошок титана с размером частиц d50=37 мкм в количестве 74,5% (ат.), порошок ниобия с размером частиц d50=43 мкм в количестве 25,5% (ат.). Было проведено механическое легирование взятых порошков в планетарной мельнице с использованием металлических шаров в качестве мелющих тел при соотношении массы шаров к массе порошка 10:1 в течение 10 ч. Был получен порошок твердого раствора легирующих компонентов в титане с высокой химической однородностью и размером частиц d50=41 мкм.
К порошку твердого раствора легирующих компонентов в титане был добавлен порошок алюминия с размером частиц d50=27 мкм в количестве 21% (ат.) от полученной смеси, полученная смесь была механически перемешана в «пьяной бочке» в течение 12 ч. В результате была получена однородная порошковая смесь алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане.
На металлическую платформу был нанесен слой порошковой смеси алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане толщиной 100 мкм. С помощью непрерывного лазера при мощности 1000 Вт и скорости сканирования лазера 700 мм/с расплавили слой порошковой смеси. Затем металлическая платформа была опущена на 100 мкм, нанесен новый слой порошковой смеси и расплавлен с помощью лазера. Процесс был повторен для 200 слоев. Однородность химического состава была определена путем построения химических карт с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, фазовый состав был определен с помощью рентгенофазового анализа. В результате был получен однородный интерметаллидный ортосплав на основе титана с высокой химической однородностью и имеющий следующий фазовый состав: Ti2AlNb+В2.
Пример 2
Были взяты порошок титана с размером частиц d50=37 мкм в количестве 72,5% (ат.), порошок ниобия с размером частиц d50=43 мкм в количестве 25,5% (ат.), порошок молибдена с размером частиц d50=45 мкм в количестве 0,7% (ат.), порошок циркония с размером частиц d50=58 мкм в количестве 0,6% (ат.), порошок тантала с размером частиц d50=55 мкм в количестве 0,4% (ат.), порошок кремния с размером частиц d50=62 мкм в количестве 0,3% (ат.). Было проведено механическое легирование взятых порошков в планетарной мельнице с использованием металлических шаров в качестве мелющих тел при соотношении массы шаров к массе порошка 13:1 в течение 17 ч. Был получен порошок твердого раствора легирующих компонентов в титане с высокой химической однородностью и размером частиц d50=38 мкм.
К порошку твердого раствора легирующих компонентов в титане был добавлен порошок алюминия с размером частиц d50=27 мкм в количестве 18% (ат.) от полученной смеси, полученная смесь была механически перемешана в «пьяной бочке» в течение 24 ч. В результате была получена однородная порошковая смесь алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане. На металлическую платформу был нанесен слой порошковой смеси алюминия и твердого раствора легирующих компонентов в титане толщиной 150 мкм. С помощью лазера при мощности 800 Вт и скорости сканирования лазера 600 мм/с расплавили слой порошковой смеси. Затем металлическая платформа была опущена на 150 мкм, нанесен новый слой порошковой смеси и расплавлен с помощью лазерного луча. Процесс был повторен для 200 слоев. Была проведена термическая обработка полученного ортосплава при температуре 1000°С в течение 22 ч. Однородность химического состава была определена путем построения химических карт с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, фазовый состав был определен с помощью рентгенофазового анализа. В результате был получен однородный интерметаллидный ортосплав на основе титана, с высокой химической однородностью и имеющий следующий фазовый состав: Ti2AlNb+В2. В отличие от первого примера было получено большее содержание ортофазы Ti2AlNb.
Пример 3
В таблице 1 показаны результаты исследования однородности интерметаллидного ортосплава, полученного по примеру 1 в зависимости от параметров лазерного плавления и толщины слоя порошковой смеси.
Как видно из таблицы 1, при использовании мощности лазерного излучения в диапазоне от 400 до 1000 Ватт, скорости сканирования от 300 до 1000 мм/с и толщины слоя 35-150 мкм образуется однородный ортосплав с фазовым составом Ti2AlNb+В2. При использовании параметров, существенно отличающихся от этих, происходит либо неполное плавление частиц порошка, недостаточное для образования ортосплава, либо происходит перегрев материала, ликвация, рост зерна и выделение нежелательных фаз, снижающих однородность материала.
Claims (3)
1. Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана, включающий перемешивание порошков титана и ниобия, нанесение на металлическую платформу полученной порошковой смеси компонентов сплава слоями с лазерным плавлением слоев, отличающийся тем, что перемешивание осуществляют с обеспечением механического легирования порошка титана порошком ниобия в течение 8-24 ч, затем проводят механическое перемешивание легированного ниобием порошка титана с порошком алюминия, при этом полученную порошковую смесь наносят на металлическую платформу слоем толщиной 35-150 мкм, а лазерное плавление производят постоянным непрерывным лазером мощностью 400-1000 Вт со скоростью сканирования 300-1000 мм/с.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после лазерного плавления проводят отжиг при температуре 900-1200°C в течение 12-36 ч.
3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что при механическом легировании порошка титана порошком ниобия дополнительно вводят по крайней мере один элемент из группы, включающей молибден, цирконий, тантал и кремний, в суммарном количестве 0,4-5 ат.%.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2016152266A RU2635204C1 (ru) | 2016-12-29 | 2016-12-29 | Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2016152266A RU2635204C1 (ru) | 2016-12-29 | 2016-12-29 | Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2635204C1 true RU2635204C1 (ru) | 2017-11-09 |
Family
ID=60263799
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2016152266A RU2635204C1 (ru) | 2016-12-29 | 2016-12-29 | Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2635204C1 (ru) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115261658A (zh) * | 2022-08-19 | 2022-11-01 | 北京理工大学 | 一种具有细晶全片层组织的高性能钛铝合金的增材制造方法 |
| CN115612879A (zh) * | 2022-09-13 | 2023-01-17 | 南昌航空大学 | 一种含Ta元素的Ti2AlNb合金及其制备方法 |
| RU2790493C1 (ru) * | 2022-04-27 | 2023-02-21 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ВИАМ) | Способ изготовления заготовок послойным лазерным сплавлением металлических порошков сплавов на основе титана |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6132526A (en) * | 1997-12-18 | 2000-10-17 | Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation "Snecma" | Titanium-based intermetallic alloys |
| RU2465973C1 (ru) * | 2011-05-10 | 2012-11-10 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Способ изготовления фольги из интерметаллидных ортосплавов на основе титана |
-
2016
- 2016-12-29 RU RU2016152266A patent/RU2635204C1/ru active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6132526A (en) * | 1997-12-18 | 2000-10-17 | Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation "Snecma" | Titanium-based intermetallic alloys |
| RU2465973C1 (ru) * | 2011-05-10 | 2012-11-10 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Способ изготовления фольги из интерметаллидных ортосплавов на основе титана |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Fischer М. et al. In situ elaboration of a binary Ti-26Nb alloy by selective laser melting of elemental titanium and niobium mixed powders. Materials Science and Engineering, Elsevier B.V. All rights reserved, С 62, 10.2016, c. 852-859. * |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2790493C1 (ru) * | 2022-04-27 | 2023-02-21 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ВИАМ) | Способ изготовления заготовок послойным лазерным сплавлением металлических порошков сплавов на основе титана |
| CN115261658A (zh) * | 2022-08-19 | 2022-11-01 | 北京理工大学 | 一种具有细晶全片层组织的高性能钛铝合金的增材制造方法 |
| CN115612879A (zh) * | 2022-09-13 | 2023-01-17 | 南昌航空大学 | 一种含Ta元素的Ti2AlNb合金及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Mehta et al. | Additive manufacturing and mechanical properties of the dense and crack free Zr-modified aluminum alloy 6061 fabricated by the laser-powder bed fusion | |
| Sun et al. | Powder bed fusion processes: An overview | |
| Kimura et al. | Microstructures and mechanical properties of A356 (AlSi7Mg0. 3) aluminum alloy fabricated by selective laser melting | |
| Vora et al. | AlSi12 in-situ alloy formation and residual stress reduction using anchorless selective laser melting | |
| Shishkovsky et al. | Direct selective laser melting of nitinol powder | |
| Rafi et al. | Microstructure and mechanical behavior of 17-4 precipitation hardenable steel processed by selective laser melting | |
| Mumtaz et al. | A method to eliminate anchors/supports from directly laser melted metal powder bed processes | |
| Zhou et al. | Balling phenomena in selective laser melted tungsten | |
| Li et al. | Crystal orientation, crystallographic texture and phase evolution in the Ti–45Al–2Cr–5Nb alloy processed by selective laser melting | |
| JP7049312B2 (ja) | 高強度耐食性アルミニウム合金からのリボン及び粉末 | |
| García‐Moreno et al. | Tomoscopy: time‐resolved tomography for dynamic processes in materials | |
| Ge et al. | Effect of process parameters on microstructure of TiAl alloy produced by electron beam selective melting | |
| Gao et al. | Electron beam melted TiC/high Nb–TiAl nanocomposite: Microstructure and mechanical property | |
| Li et al. | Microstructure and mechanical properties of laser-welded joints of Ti-22Al-25Nb/TA15 dissimilar titanium alloys | |
| Almadhoni et al. | Review of effective parameters of stir casting process on metallurgical properties of ceramics particulate Al composites | |
| Gu et al. | Preparation of TiN–Ti5Si3 in-situ composites by selective laser melting | |
| Vojtĕch | Challenges for research and development of new aluminum alloys | |
| Katz-Demyanetz et al. | In-situ alloying as a novel methodology in additive manufacturing | |
| EP2333123A2 (en) | Hot and cold rolling high strength L12 aluminium alloys | |
| RU2635204C1 (ru) | Способ получения интерметаллидного ортосплава на основе титана | |
| Byun et al. | Effects of Cr and Fe addition on microstructure and tensile properties of Ti–6Al–4V prepared by direct energy deposition | |
| Božić et al. | Synthesis and properties of a Cu–Ti–TiB2 composite hardened by multiple mechanisms | |
| Zhang et al. | Vacuum pressureless sintering of Ti-6Al-4V alloy with full densification and forged-like mechanical properties | |
| Stašić et al. | Laser sintering of Cu–Zr–ZrB2 composite | |
| Cai et al. | Microstructure of spray formed Al-Zn-Mg-Cu alloy with Mn addition |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE FORMERLY AGREED ON 20210216 Effective date: 20210216 |