RU2644830C2 - Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase - Google Patents
Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase Download PDFInfo
- Publication number
- RU2644830C2 RU2644830C2 RU2015156639A RU2015156639A RU2644830C2 RU 2644830 C2 RU2644830 C2 RU 2644830C2 RU 2015156639 A RU2015156639 A RU 2015156639A RU 2015156639 A RU2015156639 A RU 2015156639A RU 2644830 C2 RU2644830 C2 RU 2644830C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- carried out
- temperature
- billet
- degree
- Prior art date
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
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
- B21K1/00—Making machine elements
- B21K1/28—Making machine elements wheels; discs
- B21K1/32—Making machine elements wheels; discs discs, e.g. disc wheels
Abstract
Description
Изобретение относится к обработке металлов давлением, в частности к способам изготовления промежуточных заготовок из интерметаллидных титановых сплавов, основанных на орторомбической фазе Ti2AlNd, которые предназначены для дальнейших операций формоизменения, например для изготовления лопаток компрессора высокого давления газотурбинных двигателей.The invention relates to the processing of metals by pressure, in particular, to methods for the manufacture of intermediate billets from intermetallic titanium alloys based on the orthorhombic phase Ti 2 AlNd, which are intended for further shaping operations, for example, for the manufacture of high pressure compressor blades for gas turbine engines.
Пожаробезопасные сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb обладают высокими удельными прочностными характеристиками, жаропрочностью и жаростойкостью, сопротивлением ползучести и, в отличие от сплавов на основе алюминидов титана TiAl и Ti3Al, обладают лучшей технологической пластичностью, что позволяет изготавливать из них различные виды полуфабрикатов. Однако для достижения заданного уровня механических свойств полуфабрикатов на основе орто-фазы необходима тщательная проработка структуры на этапе деформации заготовок.Fireproof alloys based on orthorhombic titanium aluminide Ti 2 AlNb have high specific strength characteristics, heat resistance and heat resistance, creep resistance and, unlike alloys based on titanium aluminides TiAl and Ti 3 Al, have better technological ductility, which makes it possible to produce various types of them semi-finished products. However, to achieve a given level of mechanical properties of semi-finished products based on the ortho phase, careful study of the structure at the stage of deformation of the workpieces is necessary.
Известен способ производства жаропрочного орто-сплава состава Ti-12Al-11Nb-2Mo-1Fe (ат. %) + 0,1 (масс. %) В (патент JP 2011052239), который включает получение полуфабриката путем ковки в (α2+В2)- или В2-области и последующий отжиг при температуре В2-области, в результате чего в материале формируется пластинчатая (O+В2)-структура. Недостатком этого способа является низкая прочность (σв=845 МПа) и пластичность (δ=4,3%) полуфабриката при комнатной температуре вследствие плохой деформационной проработки исходной литой структуры, что делает невозможным применение данного полуфабриката для изготовления деталей ответственного назначения.A known method of producing a heat-resistant ortho-alloy of the composition Ti-12Al-11Nb-2Mo-1Fe (at.%) + 0.1 (wt.%) B (patent JP 2011052239), which includes obtaining a semi-finished product by forging in (α 2 + B2 ) - or a B2 region and subsequent annealing at a temperature of a B2 region, as a result of which a lamellar (O + B2) structure is formed in the material. The disadvantage of this method is the low strength (σ in = 845 MPa) and ductility (δ = 4.3%) of the semi-finished product at room temperature due to poor deformation of the initial cast structure, which makes it impossible to use this semi-finished product for the manufacture of critical parts.
Наиболее близким к заявляемому техническому решению является «Способ изготовления поковок дисков из сплава алюминида титана на основе орто-фазы» (патент РФ 2520924), который включает нагревы, предварительную деформацию слитка, окончательную деформацию заготовки и заключительную термообработку. Однако этот способ не всегда обеспечивает получение однородной структуры по сечению полуфабриката вследствие небольших степеней деформации, которые в первую очередь влияют на преобразование структуры в приповерхностных слоях, оставляя практически неизмененную (литую) структуру в центре полуфабриката.Closest to the claimed technical solution is the "Method for the manufacture of forgings of disks from an alloy of titanium aluminide based on the ortho-phase" (RF patent 2520924), which includes heating, preliminary deformation of the ingot, the final deformation of the workpiece and final heat treatment. However, this method does not always provide a homogeneous structure over the cross section of the semi-finished product due to small degrees of deformation, which primarily affect the transformation of the structure in the surface layers, leaving a practically unchanged (cast) structure in the center of the semi-finished product.
Задачей изобретения является обеспечения стабильных характеристик прочности и пластичности при комнатной и повышенной температурах в прутковых заготовках из сплава на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb за счет создания однородной по сечению мелкодисперсной структуры.The objective of the invention is to provide stable strength and ductility characteristics at room and elevated temperatures in bar stocks of an alloy based on orthorhombic titanium aluminide Ti 2 AlNb by creating a finely dispersed structure uniform in cross section.
Техническим результатом является получение в промышленных условиях прутковых заготовок с однородной дисперсной структурой и требуемым уровнем свойств.The technical result is to obtain in industrial conditions bar billets with a homogeneous dispersed structure and the required level of properties.
Решение поставленной задачи достигается тем, что способ изготовления прутковых заготовок из сплавов на основе интерметаллида титана с орто-фазой, включающий нагрев и предварительную деформацию слитка с получением заготовки, промежуточную и окончательную деформацию заготовки и заключительную термообработку, причем промежуточную деформацию заготовки осуществляют осадкой со степенью 25-40% проведением от 2 до 5 деформаций, совмещенных с прессованием со степенью 55-70%, при этом нагрев заготовки перед первой их промежуточных деформаций проводят ступенчато до температуры Тпп+(100-200)°С с выдержкой 2-3 часа, а каждую последующую из промежуточных деформаций проводят при температуре на 50-100°С ниже предыдущей с выдержкой на 0,5-1 час меньше, чем на предыдущей, а последнюю из промежуточных деформаций проводят при температуре Тпп-(20-50)°С, причем окончательную деформацию заготовки осуществляют ковкой с суммарной степенью не более 30% при температуре Тпп-(80-120)°С.The solution to this problem is achieved by the fact that the method of manufacturing bar billets from alloys based on titanium intermetallic with the ortho phase, including heating and preliminary deformation of the ingot to obtain the billet, intermediate and final deformation of the billet and final heat treatment, with intermediate deformation of the billet being carried out by draft with a degree of 25 -40% by carrying out from 2 to 5 deformations combined with pressing with a degree of 55-70%, while heating the workpiece before the first intermediate deformation of the wire dyat stepwise to a temperature TPP + (100-200) ° C with a soak of 2-3 hours, and each subsequent intermediate deformation is carried out at a temperature of 50-100 ° C lower than the previous one with a soak of 0.5-1 hour less than the previous and the last of the intermediate deformations is carried out at a temperature of TPP- (20-50) ° C, and the final deformation of the workpiece is carried out by forging with a total degree of not more than 30% at a temperature of TPP- (80-120) ° C.
Предварительную деформацию слитка проводят, преимущественно, осадкой и ковкой с суммарной степенью деформации 70-80% при температуре Тпп+(100-200)°С.The preliminary deformation of the ingot is carried out mainly by upsetting and forging with a total degree of deformation of 70-80% at a temperature of TPP + (100-200) ° С.
Проведение от 2 до 5 промежуточных деформаций осадкой со степенью 25-40%, совмещенных с прессованием со степенью 55-70% после ступенчатого нагрева заготовки до температуры Тпп+(100-200)°С и выдержки 2-3 часа, позволяет преобразовать структуру во всем объеме полуфабриката.Conducting from 2 to 5 intermediate deformations with a sediment with a degree of 25-40%, combined with pressing with a degree of 55-70% after stepwise heating the workpiece to a temperature of TPP + (100-200) ° C and holding for 2-3 hours, allows you to convert the structure into the entire volume of the semi-finished product.
Нагрев до температуры деформации необходимо проводить ступенчато, т.к. сплавы на основе алюминида титана Ti2AlNb чувствительны к скорости нагрева вследствие низкой теплопроводности. При ускоренном нагреве в материале могут возникать большие термические напряжения, приводящие к короблению и даже растрескиванию заготовок.Heating to the deformation temperature must be carried out stepwise, because alloys based on titanium aluminide Ti 2 AlNb are sensitive to the heating rate due to low thermal conductivity. With accelerated heating, large thermal stresses can occur in the material, leading to warping and even cracking of the workpieces.
Сплавы на основе интерметаллида титана Ti2AlNb с высоким содержанием ниобия обладают более высокой технологической пластичностью по сравнению со сплавами на основе алюминидов титана TiAl и Ti3Al, но более низкой по сравнению с промышленными жаропрочными сплавами на основе титана (ВТ18У, ВТ25У, ВТ8 и т.д.). Низкая технологичность обусловливает применение небольших степеней деформации в процессе ковки при повышенных температурах, чтобы не происходило растрескивание материала. Однако малые степень деформации в основном сосредотачиваются в приповерхностных слоях, в которых, вследствие накопления дефектов кристаллического строения, протекает динамическая рекристаллизации, что приводит к измельчению структуры за счет образования и роста рекристаллизованных β-зерен. В то же время структура внутренних областей полуфабриката остается практически не преобразованной (крупные исходные β-зерна и крупнопластинчатые выделения О-фазы). Использование в едином цикле осадки и прессования с заявленными степенями деформации обеспечивает лучшую проработку структуры по всему объему полуфабриката.Alloys based on titanium intermetallic Ti 2 AlNb with a high niobium content have a higher technological ductility compared to alloys based on titanium aluminides TiAl and Ti 3 Al, but lower compared to industrial heat-resistant alloys based on titanium (VT18U, VT25U, VT8 and etc.). Low manufacturability causes the use of small degrees of deformation in the forging process at elevated temperatures so that material does not crack. However, small degrees of deformation are mainly concentrated in the surface layers, in which, due to the accumulation of defects in the crystal structure, dynamic recrystallization occurs, which leads to a refinement of the structure due to the formation and growth of recrystallized β-grains. At the same time, the structure of the inner regions of the semifinished product remains virtually unchanged (large initial β-grains and coarse plate O-phase precipitates). The use in a single cycle of precipitation and pressing with the declared degrees of deformation provides the best study of the structure throughout the volume of the semi-finished product.
Каждая последующая промежуточная деформация проводится при температуре на 50-100°С ниже предыдущей с выдержкой на 0,5-1 час меньше предыдущей, что обеспечивает получение более мелкого β-зерна за счет протекания процессов динамической рекристаллизации. Однако в процессе охлаждения до комнатной температуры происходит выделение α2 и О-фаз, имеющих пластинчатую морфологию вследствие больших объемных эффектов превращения, кроме того, выделение данных фаз вначале происходит по границе исходного β-зерна, образуя так называемую «оторочку», что существенно снижает пластичность материала и ударную вязкость. Заявленное понижение температуры каждой последующей промежуточной деформации с заявленной выдержкой, определенными экспериментально, приводит к сохранению в структуре α2 и О-фаз, в которых в процессе деформации происходит накопление дефектов кристаллического строения, что вызывает протекание процессов полигонизации и начальных стадий деления пластин, что способствует «разбиению оторочки» по границе исходного β-зерна.Each subsequent intermediate deformation is carried out at a temperature of 50-100 ° C lower than the previous one with an exposure time of 0.5-1 hour less than the previous one, which ensures the production of finer β-grain due to dynamic recrystallization processes. However, in the process of cooling to room temperature, α 2 and O phases are separated, having a lamellar morphology due to large volumetric effects of transformation, in addition, these phases are first isolated at the boundary of the initial β-grain, forming the so-called “rim”, which significantly reduces ductility of material and toughness. The stated lowering of the temperature of each subsequent intermediate deformation with the stated exposure determined experimentally leads to the conservation of α 2 and O-phases in the structure, in which the process of deformation accumulates defects in the crystal structure, which causes polygonization processes and the initial stages of plate division, which contributes to “Splitting the rim” along the border of the initial β-grain.
Экспериментально установленные параметры окончательной деформации - ковки с суммарной степенью не более 30% при температуре Тпп-(80-120)°С - обеспечивают накопление дефектов кристаллического строения в пластинах О-фазы, в которых при последующей термической обработке, предпочтительно при двухступенчатом отжиге, протекают процессы полигонизации и глобуляризации, что способствует формированию однородной по объему полуфабриката дисперсной структуры, не содержащей «оторочки».The experimentally established parameters of the final deformation — forging with a total degree of no more than 30% at a temperature ТП- (80-120) ° С –– ensure the accumulation of crystalline structure defects in O-phase plates, in which, during subsequent heat treatment, preferably during two-stage annealing, proceed processes of polygonization and globularization, which contributes to the formation of a dispersed structure homogeneous in volume of the semi-finished product that does not contain a “rim”.
Предварительную деформацию слитка проводят осадкой в торец со степенью 20-25% (коэффициент осадки 1,35-1,45) и ковкой по образующей с суммарной степенью 70-80% (коэффициент укова 4,7-4,9) при температуре Тпп+(100-200)°С, что обеспечивает первичное объемное преобразование структуры и устранение литейной микропористости.The preliminary deformation of the ingot is carried out by upsetting at the end with a degree of 20–25% (draft coefficient 1.35–1.45) and forging along a generatrix with a total degree of 70–80% (bite coefficient 4.7–4.9) at a temperature of TPP + (100-200) ° С, which provides primary volumetric transformation of the structure and elimination of foundry microporosity.
Результат осуществления изобретения поясняется графическим изображением, на котором показана микроструктура образцов из сплава на основе интерметаллида титана Ti2AlNb после деформации (а) и термической обработки (б).The result of the invention is illustrated by a graphical image showing the microstructure of alloy samples based on titanium intermetallic Ti 2 AlNb after deformation (a) and heat treatment (b).
Пример.Example.
Тройным вакуумно-дуговым переплавом был получен слиток ∅340×810 мм следующего химического состава, масс. %:A triple vacuum-arc remelting produced an ingot of ∅340 × 810 mm of the following chemical composition, mass. %:
Предварительную деформацию слитка в контейнере ∅385×1050 мм проводили осадкой при температуре 1180°C со степенью 23% (коэффициент осадки 1,4) до ∅450 мм, а затем ковкой при температуре 1180°C с суммарной степенью деформации 76% (уков 4,2) до ∅220 мм.The preliminary deformation of the ingot in a container of ∅385 × 1050 mm was carried out by upsetting at a temperature of 1180 ° C with a degree of 23% (sedimentation coefficient 1.4) to ∅450 mm, and then forging at a temperature of 1180 ° C with a total degree of deformation of 76% (yarn 4 , 2) up to ∅220 mm.
Нагрев под первую промежуточную деформацию заготовки проводили ступенчато от 300°C с печью до температуры 550°C с выдержкой 1 час, далее нагрев с печью до 850°C с выдержкой 1 час, затем нагрев с печью до 1150°C. После изотермической выдержки при температуре 1150°C в течение 2,5 часов первую промежуточную деформацию заготовки проводили осадкой (распрессовкой) кованой заготовки ∅200 мм со степенью 30% (коэффициент осадки 1,45) до ∅240 мм, совмещенной с прессованием заготовки со степенью 58% (коэффициент вытяжки 2,4) до ∅155 мм.Heating for the first intermediate deformation of the workpiece was carried out stepwise from 300 ° C with a furnace to a temperature of 550 ° C with a holding time of 1 hour, then heating with a furnace to 850 ° C with a holding time of 1 hour, then heating with a furnace to 1150 ° C. After isothermal exposure at a temperature of 1150 ° C for 2.5 hours, the first intermediate deformation of the workpiece was carried out by upsetting (pressing) a forged workpiece of ∅200 mm with a degree of 30% (draft 1.45) to ∅240 mm, combined with pressing the workpiece with a degree 58% (drawing ratio 2.4) to ∅155 mm.
Нагрев под вторую промежуточную деформацию заготовки проводили до 1070°C. Вторую промежуточную деформацию заготовки ∅155 мм проводили осадкой (распрессовкой) со степенью 30% (коэффициент осадки 1,4) до ∅180 мм, совмещенной с прессованием прутка со степенью 65% (коэффициент вытяжки 2,9) до ∅105 мм.Heating under the second intermediate deformation of the preform was carried out to 1070 ° C. The second intermediate deformation of the ∅155 mm billet was carried out by upsetting (extrusion) with a degree of 30% (draft 1.4) to ,180 mm, combined with bar pressing with a degree of 65% (drawing ratio 2.9) to ∅105 mm.
Нагрев под третью промежуточную деформацию заготовки проводили до 1010°C. Третью промежуточную деформацию заготовки ∅105 мм проводили осадкой (распрессовкой) со степенью 35% (коэффициент осадки 1,4) до ∅130 мм, совмещенной с прессованием прутка со степенью 68% (коэффициент вытяжки 3,0) до ∅75 мм.Heating under the third intermediate deformation of the preform was carried out to 1010 ° C. The third intermediate deformation of the ∅105 mm billet was carried out by upsetting (extrusion) with a degree of 35% (draft 1.4) to сов130 mm, combined with bar pressing with a degree of 68% (drawing ratio 3.0) to ∅75 mm.
Окончательную деформацию ковкой заготовки ∅75 мм проводили со степенью 25% (коэффициент укова 1,3) при температуре 980°C до ∅65 мм.The final deformation of the forging blank of ∅75 mm was carried out with a degree of 25% (yield coefficient 1.3) at a temperature of 980 ° C to ∅65 mm.
После деформации заготовку подвергали двухступенчатой термической обработке - сначала при температуре 900°C, с выдержкой 2,5 часа, охлаждение на воздухе до комнатной температуры, затем - нагрев до температуры 850°C, с выдержкой 12 часов и охлаждением на воздухе до комнатной температуры.After deformation, the preform was subjected to two-stage heat treatment - first at a temperature of 900 ° C, with a soaking of 2.5 hours, cooling in air to room temperature, then heating to a temperature of 850 ° C, with holding for 12 hours and cooling in air to room temperature.
Деформация по предложенному способу и заключительная термическая обработка обеспечивают в заготовке формирование однородной дисперсной структуры (показано на фиг.), которая позволила получить высокий уровень прочностных и пластических характеристик прутковой заготовки при комнатной и повышенной температурах (табл.).Deformation by the proposed method and final heat treatment provide a homogeneous dispersed structure in the workpiece (shown in Fig.), Which made it possible to obtain a high level of strength and plastic characteristics of the bar stock at room and elevated temperatures (table).
Таким образом, предлагаемый способ деформационной обработки прутковых заготовок из сплава на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb и последующая термическая обработка позволяют получить стабильные характеристики прочности и пластичности при комнатной и повышенной температурах за счет создания однородной по сечению мелкодисперсной структуры.Thus, the proposed method for the deformation processing of bar stocks of an alloy based on orthorhombic titanium aluminide Ti 2 AlNb and subsequent heat treatment make it possible to obtain stable strength and ductility characteristics at room and elevated temperatures by creating a finely dispersed structure uniform in cross section.
Claims (2)
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015156639A RU2644830C2 (en) | 2015-12-17 | 2015-12-17 | Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase |
| PCT/RU2016/000930 WO2017105290A2 (en) | 2015-12-17 | 2016-12-27 | Method for making blanks from alloys based on titanium intermetallic compound with ortho-phase |
| UAA201807600A UA120018C2 (en) | 2015-12-17 | 2016-12-27 | Method for making blanks from alloys based on titanium intermetallic compound with ortho-phase |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015156639A RU2644830C2 (en) | 2015-12-17 | 2015-12-17 | Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2015156639A RU2015156639A (en) | 2017-06-26 |
| RU2644830C2 true RU2644830C2 (en) | 2018-02-14 |
Family
ID=59057070
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015156639A RU2644830C2 (en) | 2015-12-17 | 2015-12-17 | Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2644830C2 (en) |
| UA (1) | UA120018C2 (en) |
| WO (1) | WO2017105290A2 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2761398C1 (en) * | 2021-03-11 | 2021-12-08 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Method for processing rods made of ortho-titanium alloys for producing blades of a gas turbine engine compressor |
| RU2790704C1 (en) * | 2022-06-15 | 2023-02-28 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for manufacturing gas turbine engine blades from deformed blanks of an alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111607751A (en) * | 2020-06-09 | 2020-09-01 | 无锡派克新材料科技股份有限公司 | Forging modifying method for Ti2AlNb alloy |
| CN111636042B (en) * | 2020-06-12 | 2021-05-18 | 无锡派克新材料科技股份有限公司 | Method for improving malleability of intermetallic compound alloy |
| CN112247043B (en) * | 2020-08-28 | 2022-04-12 | 中国科学院金属研究所 | Ti2Preparation process of AlNb-based alloy forging |
| CN112692204B (en) * | 2020-12-25 | 2022-09-23 | 西安稀有金属材料研究院有限公司 | Preparation method of large-size corrosion-resistant Ti35 alloy forging |
| CN114769480B (en) * | 2022-04-09 | 2024-03-22 | 中国科学院金属研究所 | Ti (titanium) 2 Preparation process of AlNb-based alloy ring piece |
| CN116987991B (en) * | 2023-09-26 | 2024-01-23 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | Regulating Ti 2 Method for preparing AlNb-based alloy with yield ratio |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5906692A (en) * | 1993-12-28 | 1999-05-25 | Alliedsignal Inc. | Process for producing forged α-2 based titanium aluminides having fine grained and orthorhombic transformed microstructure and articles made therefrom |
| US6132526A (en) * | 1997-12-18 | 2000-10-17 | Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation "Snecma" | Titanium-based intermetallic alloys |
| RU2164263C2 (en) * | 1999-06-17 | 2001-03-20 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | METHOD OF PROCESSING THE BLANKS FROM γ+α2 HYPEREUTECTOID ALLOYS |
| JP2011052239A (en) * | 2009-08-31 | 2011-03-17 | Kyushu Institute Of Technology | Heat resistant orthorhombic titanium alloy and method for producing the same |
| RU2520924C1 (en) * | 2013-02-21 | 2014-06-27 | Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") | Production of disc-shape forged pieces from alloy of aluminium with ortho-phase titanium |
-
2015
- 2015-12-17 RU RU2015156639A patent/RU2644830C2/en active IP Right Revival
-
2016
- 2016-12-27 UA UAA201807600A patent/UA120018C2/en unknown
- 2016-12-27 WO PCT/RU2016/000930 patent/WO2017105290A2/en active Application Filing
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5906692A (en) * | 1993-12-28 | 1999-05-25 | Alliedsignal Inc. | Process for producing forged α-2 based titanium aluminides having fine grained and orthorhombic transformed microstructure and articles made therefrom |
| US6132526A (en) * | 1997-12-18 | 2000-10-17 | Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation "Snecma" | Titanium-based intermetallic alloys |
| RU2164263C2 (en) * | 1999-06-17 | 2001-03-20 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | METHOD OF PROCESSING THE BLANKS FROM γ+α2 HYPEREUTECTOID ALLOYS |
| JP2011052239A (en) * | 2009-08-31 | 2011-03-17 | Kyushu Institute Of Technology | Heat resistant orthorhombic titanium alloy and method for producing the same |
| RU2520924C1 (en) * | 2013-02-21 | 2014-06-27 | Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") | Production of disc-shape forged pieces from alloy of aluminium with ortho-phase titanium |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2761398C1 (en) * | 2021-03-11 | 2021-12-08 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Method for processing rods made of ortho-titanium alloys for producing blades of a gas turbine engine compressor |
| RU2790704C1 (en) * | 2022-06-15 | 2023-02-28 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for manufacturing gas turbine engine blades from deformed blanks of an alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
| RU2790711C1 (en) * | 2022-06-15 | 2023-02-28 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for manufacturing gas turbine engine blades from deformed blanks of an alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
| RU2790704C9 (en) * | 2022-06-15 | 2023-05-26 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for manufacturing gas turbine engine blades from alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
| RU2800270C1 (en) * | 2022-06-15 | 2023-07-19 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for manufacturing gas turbine engine blades from intermetallic alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
| RU2800089C1 (en) * | 2022-07-06 | 2023-07-18 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ВИАМ) | Method for heat treatment of intermetallic titanium ortho-alloys |
| RU2807232C1 (en) * | 2022-09-21 | 2023-11-13 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Method for manufacturing road blanks from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2017105290A3 (en) | 2017-08-10 |
| UA120018C2 (en) | 2019-09-10 |
| WO2017105290A2 (en) | 2017-06-22 |
| RU2015156639A (en) | 2017-06-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2644830C2 (en) | Manufacturing method of bar stock from alloys based on titanium intermetallide with ortho-phase | |
| KR101827017B1 (en) | Production of high strength titanium alloys | |
| JP5299610B2 (en) | Method for producing Ni-Cr-Fe ternary alloy material | |
| CN110205571B (en) | Preparation method of TC18 titanium alloy large-size bar | |
| CN103348029B (en) | The wearability titanium alloy member of fatigue strength excellence | |
| CN109252061B (en) | Preparation method of high-temperature, high-thermal-stability and high-fracture-toughness titanium alloy bar | |
| RU2657892C2 (en) | High strength titanium alloy with alpha-beta structure | |
| JP2023055846A (en) | High strength titanium alloys | |
| WO2012032610A1 (en) | Titanium material | |
| JP6315320B2 (en) | Method for producing Fe-Ni base superalloy | |
| JP6575756B2 (en) | Method for producing precipitation strengthened stainless steel | |
| WO2020031579A1 (en) | Method for producing ni-based super-heat-resisting alloy, and ni-based super-heat-resisting alloy | |
| JP2018090843A (en) | PRODUCTION METHOD OF α+β TYPE TITANIUM ALLOY WING MEMBER | |
| WO2017170433A1 (en) | Method for producing ni-based super heat-resistant alloy | |
| RU2644714C2 (en) | Method for manufacturing rods of titanium based alloys | |
| CN114032375B (en) | Processing method of super 13Cr stainless steel forging material | |
| RU2507289C1 (en) | Titanium-based alloy and item made from it | |
| RU2761398C1 (en) | Method for processing rods made of ortho-titanium alloys for producing blades of a gas turbine engine compressor | |
| RU2520924C1 (en) | Production of disc-shape forged pieces from alloy of aluminium with ortho-phase titanium | |
| JP6185347B2 (en) | Intermediate material for splitting Ni-base superheat-resistant alloy and method for producing the same, and method for producing Ni-base superheat-resistant alloy | |
| JP5382518B2 (en) | Titanium material | |
| RU2534909C1 (en) | THERMOMECHANICAL PROCESSING FOR INCREASE IN DUCTILITY OF 3D SEMIS FROM Al-Cu-Mg-Ag ALLOYS | |
| RU2635650C1 (en) | Method of thermomechanical processing of high-alloyed pseudo- (titanium alloys alloyed by rare and rare-earth metals | |
| TWI568862B (en) | Method for manufacturing austenitic alloy steel | |
| RU2790704C9 (en) | Method for manufacturing gas turbine engine blades from alloy based on orthorhombic titanium aluminide |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20191218 |
|
| NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20210709 |