WO2012044204A1 - СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ - Google Patents
СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ Download PDFInfo
- Publication number
- WO2012044204A1 WO2012044204A1 PCT/RU2011/000730 RU2011000730W WO2012044204A1 WO 2012044204 A1 WO2012044204 A1 WO 2012044204A1 RU 2011000730 W RU2011000730 W RU 2011000730W WO 2012044204 A1 WO2012044204 A1 WO 2012044204A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- deformation
- heating
- degree
- tpp
- temperature
- Prior art date
Links
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
-
- 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
Definitions
- the invention relates to non-ferrous metallurgy, in particular to thermomechanical processing of titanium alloys, and can be used for the manufacture of structural parts and components of aerospace engineering, mainly chassis and glider parts, from high-strength pseudo- ⁇ titanium alloys.
- the high specific strength of pseudo- ⁇ titanium alloys is very useful for use in aircraft structures.
- the most important problem in creating competitive passenger aircraft is the creation of structures and the selection of materials that can ensure high operational properties and weight characteristics.
- the need for these alloys was due to the fact that current trends in increasing the overall weight and weight characteristics of commercial aircraft have led to an increase in the cross sections of highly loaded parts, for example, such as landing gears or glider parts, ensuring a uniform level of mechanical properties.
- Such structures use either high alloy steels or titanium alloys.
- the potential benefits of replacing alloy steels with titanium alloys are substantial, as As they allow to reduce the mass of parts by at least 1.5 times, increase corrosion resistance and simplify maintenance.
- titanium alloys allow us to solve these problems and can be used to manufacture a wide range of critical products, including large stampings and forgings with a cross section of more than 15 ( ⁇ 200 mm, as well as semi-finished products of small cross-section, such as rods, plates up to 75 mm, which are widely used for the manufacture of various parts of aviation equipment, including fasteners.
- the use of titanium alloys despite the specific strength properties that are advantageous in comparison with steel, is limited by technol In particular, the relatively high specific deformation forces due to lower deformation temperatures with respect to high alloy steels, low thermal conductivity, and the difficulty of obtaining uniform mechanical properties and structure, especially in the manufacture of parts of massive cross section, therefore, to ensure All required quality indicators of the obtained metal require individual methods of processing.
- Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-Zr compares favorably with known alloys, for example, Ti-10V-2Fe-3Al alloys, they are less prone to segregation, and have strength characteristics up to 10% higher. than Ti-10V-2Fe-3Al alloy, they have increased hardenability, which allows stamping with a cross section up to 200 mm and more (almost twice as large) with uniform structure and properties, as well as more technological. In addition, alloys of this class with a strength of more than 1100 MPa have a fracture toughness comparable to that of Ti-6A1-4V, but the Ti-6A1-4V alloy ascends in strength by 150-200 MPa. These alloys meet the requirements of modern aircraft.
- stamped products are used, the mass of which varies from 23 kg (50 pounds) to 2600 kg (5700 pounds), and lengths from 400 mm (16 inches) to 5700 mm (225 inches).
- a key factor affecting the quality of these products is thermo-mechanical processing.
- Known methods do not allow to produce products with the desired stable mechanical properties.
- a known method of processing billets of titanium alloys including the deformation of the ingot by upsetting and drawing it at temperatures at temperatures ⁇ - region with a degree of deformation of 50- ⁇ 60%, forging a billet at temperatures ( ⁇ + ⁇ ) - region of sediment with a degree of deformation of 50 - ⁇ 60% and the final deformation of the workpiece at temperatures of the ⁇ -region with a degree of deformation of 50 ⁇ -60% with further annealing of the obtained forgings at a temperature of 20 ⁇ -60 ° C higher than the temperature of the polymorphic transformation (hereinafter - CCI) and shutter speed 20- ⁇ 40 min. (A.S. USSR Ho1487274, IPC B2 / 00, publ. 06/10/1999)
- the known method is characterized by a high probability of non-filling of high and thin ribs of complex contour stamped products and high localization of deformation during one-time deformation of the workpiece at temperatures of the ⁇ -region with a degree of 50- ⁇ 60%, in addition, in the case of the final deformation of the workpiece in ⁇ -regions for several transitions inevitably there is a significant increase in grain due to collective recrystallization, which leads to a decrease in the level of mechanical properties.
- a known method of producing rods of pseudo-titanium alloys for fasteners including heating the workpiece to a temperature above the temperature of polymorphic transformation in the ⁇ -region, rolling at this temperature, cooling to ambient temperature, heating the rolled metal to a temperature of 20-50 ° From below the temperature of polymorphic transformation into (a + P) regions and the final rolling at this temperature (RF Patent ⁇ 22178014, MP C22F1 / 18, V21VZ / 00, publ. 02/10/2002) - prototype.
- the disadvantage of this method is that it is intended for the manufacture by rolling products of relatively small sections, for which the deformation at the final stage at (TPP-20) - ⁇ - (TPP-50) ° C is sufficient to provide the required level of microstructure and, therefore, obtaining the necessary mechanical properties, however, in the manufacture of complex contour products of large cross sections (more than 101 mm thick) and large overall dimensions of deformation of the indicated degree at the final stage in the ( ⁇ + ⁇ ) region, it is not enough to obtain ne microstructure and consequently, uniform mechanical properties, in addition, we thermomechanical treatment regimes are not optimal due to gotovleniya bulky metal presswork.
- the problem to which the invention is directed is the regulated production of products from pseudo- ⁇ -titanium alloys having a homogeneous structure in combination with a uniform and high level of strength properties and high fracture toughness sheniya.
- the technical result of this method is to obtain high-precision deformed products with stable properties, having sections with a thickness of 100 mm and above and a length of more than 6 m, while the following relationships of mechanical properties are guaranteed to be achieved:
- the value of the criterion of fracture toughness K] C is greater than 70 MPa ⁇ / m while providing a value of temporary tensile strength of at least 1,100 MPa.
- thermomechanical treatment includes heating to a temperature of 150–380 ° C higher than the TPP and deformation with a degree of deformation
- recrystallization is carried out by heating workpieces to a temperature of 70 ⁇ -140 ° C higher Type and subsequent deformation with a degree of deformation of 20-60% with cooling to room temperature, then after heating to a temperature of 20-60 ° C below the TPP, the workpiece is deformed with a degree of deformation of 30 g70% and additional recrystallization treatment is carried out by heating the preform to a temperature of 30 -110 ° C above the TPP and subsequent deformation with a degree of deformation of 15-50% with cooling to room temperature, then after heating to a temperature of 20 -60 ° C below the TPP deformation with degree d deformations of 50–90% and further final deformation.
- the final deformation is carried out after heating 10 -50 ° C below the TPP with a degree of deformation of 20- ⁇ 40% to ensure a tensile strength of more than 1200 MPa and a fracture toughness of Kyu of at least 35 Mna M, and to provide a viscosity fracture Kic over 70 MnaVM And the values of temporary tensile strength not less than 1100 MPa, the final deformation is carried out after heating at 40h-100 ° C higher
- TPP with a degree of deformation of 10 -40%.
- additional deformation is carried out with a degree of deformation of not more than 15% after heating by 20 ° C below Tpp.
- CCM metal utilization factor
- the first deformation is carried out after the ingot is heated to a temperature of 150–380 ° C above the TPP and a degree of deformation of 40–70%, which destroys the cast structure, averages the chemical composition of the alloy, and compacts the workpiece, eliminating such casting defects like voids, shells, etc.
- the heating temperature below the specified limit leads to a decrease in plastic characteristics, difficulty in deformation and the appearance of surface cracking
- the heating temperature above the specified limit causes a slight increase in the gas-saturated layer, which leads to surface tears during deformation, deterioration of the quality of the metal surface and, accordingly, to an increased removal of metal from the surface of the workpieces.
- the following deformation of the workpiece with a degree of 30–60% after heating at 60n – 220 ° C above the TPP allows the grain size to be slightly crushed with respect to cast grain and to increase the ductility of the metal so that subsequent deformation in the (a + P) region does not lead to the formation of defects.
- Further deformation with a degree of 30-60% after heating the workpiece at 20-N ° C below the TPP destroys the larger-angle grain boundaries, increases the dislocation density, i.e. deformation hardening is carried out.
- the metal has increased internal energy, and subsequent heating to a temperature of 70 g of 140 ° C above the TPP with a deformation of 20-60% is accompanied by grain recrystallization. Due to the significant cross-sections of intermediate blanks at this stage of the technological process, it is not possible to provide the required grain size, therefore, repeated deformation hardening is performed, for which
- the final deformation is carried out depending on the necessary combination of fracture toughness level and temporary tensile strength.
- the final deformation is carried out with a degree of deformation of 20–40% after heating by 10–50 ° C below the temperature of 5 polymorphic transformation, which allows one to obtain throughout the product section, an equiaxed small globular-lamellar structure that provides a high level of strength with satisfactory values of the fracture toughness Kyu.
- Temperature inter the heating shaft during final deformation allows to increase the degree of grinding and coagulation of the primary ⁇ -phase.
- the final deformation is carried out with a deformation degree of 10–40% after heating by 40–100 ° C above the polymorphic transformation temperature .
- the final deformation of this kind makes it possible to obtain a uniform plate microstructure over the entire cross section of the workpiece, which provides higher values of the Kic criterion with satisfactory values of the strength properties.
- the ingot N ° 1 was heated to a temperature of 330 ° C above the TPP and comprehensive forging was performed with a strain of 65%. After that, the obtained billet was heated to a temperature 200 ° C above the TPP and was deformed to a degree of 58%, and then, after heating to a temperature 30 ° C below the TPP, forging was performed with a degree of deformation of 55%. Then, recrystallization treatment was carried out by heating to a temperature of 120 ° C above the TPP and subsequent deformation of 25%.
- the metal was heated to a temperature 30 ° C lower Type and stamped in the final stamp with a degree of deformation of 2 (N30% in various sections After heat treatment according to the well-known regime (processing for solid solution and aging), the obtained part was studied (see Table 2).
- Table 2 shows, for reference, the values of the mechanical properties of a similar product manufactured by a known method from the alloy Ti-10V-2Fe-3Al).
- the JSfe 2 ingot was heated to a temperature 300 ° C higher than the TPP and comprehensive forging was performed with a degree of deformation of 62%. After that, the obtained billet was heated to a temperature of 220 ° C above the TPP and was deformed to a degree of 36%, and then, after heating to a temperature of 30 ° C below the TPP, forging was performed with a degree of deformation of 30%. Then, recrystallization treatment was carried out by heating to a temperature of 120 ° C above the TPP and subsequent deformation of 20%.
- the metal was then heated to a temperature of 80 ° C above the TPP and final deformation (final stamping) was carried out with a degree of deformation of 15-35 % in various sections of the part. After heat treatment according to the known regime (treatment for solid solution and aging), the obtained part was studied (see Table 3).
- the Ne 3 ingot was heated to a temperature 250 ° C higher than the TPP and comprehensive forging was carried out with a degree of deformation of 45%. After that, the obtained billet was heated to a temperature of 190 ° C above the TPP and was deformed with a degree of 53% and further, after heating to a temperature of 30 ° C below the TPP, forging was performed with a degree of deformation of 56%. Then, recrystallization treatment was carried out by heating to a temperature of 120 ° C above the TPP and subsequent deformation of 25%.
- the present invention allows to regulate in products, especially large ones, from high-strength pseudo-titanium alloys containing (4.0 + 6.0)% A1 -
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
Изобретение относится к обработке псевдо-Р-титановых сплавов и может быть использовано для изготовления конструкционных деталей и узлов авиакосмической техники. При изготовлении деформированных изделий из псевдо-Р-титановых сплавов получают слиток из титанового сплава, содержащего алюминий, ванадий, молибден, хром, железо, цирконий, кислород, азот. Слиток подвергают термомеханической обработке путем многократных нагревов, деформаций и охлаждений. Получают высокоточные штампованные изделия с толщиной в сечении 100 мм и выше и длиной более 6 м со стабильными и высокими значениями временного сопротивления и вязкости разрушения.
Description
СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ПСЕВДО-Р-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к цветной металлургии, в частности к термомеханической обработке титановых сплавов, и может быть ис- пользовано для изготовления конструкционных деталей и узлов авиа- космической техники, преимущественно деталей шасси и планера, из высокопрочных псевдо-β титановых сплавов.
Уровень техники
Высокая удельная прочность псевдо-β титановых сплавов очень полезна для применения в конструкциях летательных аппаратов. Важнейшей проблемой при создании конкурентоспособных пасса- жирских самолетов является создание конструкций и подбор материа- лов, которые позволяют обеспечить высокие эксплуатационные свой- ства и весовые характеристики. Потребность в данных сплавах была обусловлена тем, что современные тенденции по увеличению габа- ритно-весовых характеристик коммерческих самолетов повлекли за собой увеличение сечений высоконагруженных деталей, например, таких как шасси или детали планера с обеспечением однородного уровня механических свойств. Кроме того, значительно возросли тре- бования к материалу, в котором необходимо сочетание высокой прочности и высокого коэффициента вязкости разрушения. В таких конструкциях используются либо высоколегированные стали, либо титановые сплавы. Потенциальные выгоды, получаемые от замены легированных сталей на титановые сплавы, весьма существенны, так
как позволяют снизить массу деталей как минимум в 1,5 раза, повы- сить коррозионную стойкость и упростить обслуживание. Данные ти- тановые сплавы позволяют решить эти задачи и могут быть исполь- зованы для изготовления широкой номенклатуры изделий ответствен- ного назначения, включая крупногабаритные штамповки и поковки сечением более 15(Н200 мм, а также полуфабрикаты малого сечения, такие как прутки, плиты толщиной до 75 мм, которые широко исполь- зуются для изготовления различных деталей авиационной техники, в том числе крепежа. Использование титановых сплавов, несмотря на выгодные по сравнению со сталью удельные прочностные свойства, ограничивается технологическими возможностями, в частности отно- сительно высокие удельные усилия деформирования вследствие более низких температур деформации по отношению к высоколегированным сталям, низкая теплопроводность, а также сложность получения рав- номерных механических свойств и структуры, особенно при изготов- лении деталей массивного сечения, поэтому для обеспечения всех требуемых показателей качества полученного металла необходимы индивидуальные способы их обработки.
Псевдо-В-титановые сплавы Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-Zr выгодно от- личаются от известных сплавов, например сплава Ti-10V-2Fe-3Al, они менее подвержены ликвации, обладают прочностными характери- стиками до 10 % выше, чем у сплава Ti-10V-2Fe-3Al, имеют повы- шенную прокаливаемость, что позволяет изготовлять штамповки се- чением до 200 мм и более (практически в два раза больше) с равно- мерной структурой и свойствами, а также более технологичны. Кроме того, сплавы этого класса при прочности более 1100 МПа обладают вязкостью разрушения, сопоставимой со сплавом Ti-6A1-4V, но пре-
восходят сплав Ti-6A1-4V по прочности на 150-200 МПа. Данные сплавы отвечают запросам, предъявляемым к современным летатель- ным аппаратам. Например, в одном из перспективных самолетов из сплавов данного класса используют штампованные изделия, масса которых варьируются от 23 кг (50 фунтов) до 2600 кг (5700 фунтов), а длина от 400 мм (16 дюймов) до 5700 мм (225 дюймов). Ключевым фактором, влияющим на качество этих изделий, является термомеха- ническая обработка. Известные способы не позволяют производить изделия с требуемыми стабильными механическими свойствами.
Известен способ обработки заготовок из титановых сплавов, включающий деформирование слитка путем его осадки и вытяжки при температурах при температурах β - области со степенью дефор- мации 50-^60%, ковку заготовки при температурах (α+β) - области осадкой со степенью деформации 50-^60% и окончательное деформи- рование заготовки при температурах β-области со степенью дефор- мации 50^-60% с дальнейшим отжигом полученной поковки при тем- пературе на 20^-60°С выше температуры полиморфного превращения (далее по тексту - Тпп) и выдержкой 20-^40 мин. (А.С. СССР Хо1487274, МПК В2 /00, публ. 10.06.1999 г.)
Для известного способа характерна высокая вероятность неза- полнения высоких и тонких ребер сложноконтурных штампованных изделий и высокая локализация деформации при разовом деформиро- вании заготовки при температурах β-области со степенью 50-^60%, кроме того, в случае осуществления окончательного деформирования заготовки в β-области за несколько переходов неизбежно происходит значительный рост зерна за счет собирательной рекристаллизации, что приводит к снижению уровня механических свойств.
Известен способ получения прутков из псевдо- -титановых сплавов для крепежных изделий, включающий нагрев заготовки до температуры выше температуры полиморфного превращения в β-области, прокатку при этой температуре, охлаждение до температу- ры окружающей среды, нагрев подката до температуры на 20-50°С ниже температуры полиморфного превращения в (а+Р)-области и окончательную прокатку при этой температуре ( Патент РФ Λ22178014, МП C22F1/18, В21ВЗ/00, публ. 10.02.2002 г.) - прото- тип.
Недостатком известного способа является то, что он предназначен для изготовления методом прокатки изделий относительно небольших сечений, для которых деформации на конечной стадии при (Тпп-20)-^-(Тпп-50)°С достаточно для обеспечения требуемого уровня микроструктуры и, следовательно, получения необходимых механи- ческих свойств, однако, при изготовлении сложноконтурных изделий больших сечений (толщиной более 101 мм) и больших габаритных размеров деформации указанной степени на конечной стадии в (α+β)- области недостаточно для получения однородной микроструктуры и, следовательно, однородных механических свойств, кроме того, режи- мы термомеханической обработки не являются оптимальными для из- готовления крупногабаритных штампованных изделий.
Раскрытие изобретения Задачей, на решение, которой направлено изобретение, является регламентированное получение изделий из псевдо β-титановых спла- вов, обладающих однородной структурой в комплексе с равномерным и высоким уровнем прочностных свойств и высокой вязкости разру-
шения.
Техническим результатом данного способа является получение высокоточных деформированных изделий со стабильными свойства- ми, обладающих сечениями толщиной 100 мм и выше и длиной бо- лее 6 м, при этом гарантировано достигаются следующие соотноше- ния механических свойств:
1 . Временное сопротивление разрыву свыше 1200 МПа при обеспечении критерия вязкости разрушения Kic не менее 35
Мпа^м.
2. Значение критерия вязкости разрушения К]С свыше 70 Мпа^/м при обеспечении значения временного сопротивления разрыву не ме- нее 1 100 МПа.
Поставленная задача решается тем, что в способе изготовле- ния деформированных изделий из псевдо-Р-титановых сплавов, вклю- чающем получение слитка и его термомеханическую обработку путем многократных нагревов, деформаций и охлаждений, получают слиток, содержащий масс.%: 4,0 -г 6,0 алюминия, 4,5-г 6,0 ванадия, 4,5 - 6,0 молибдена, 2,0 -г- 3,6 хрома, 0,2 - 0,5 железа, не более 2,0 цирко- ния, не более 0,2 кислорода, не более 0,05 азота; при этом термоме- ханическая обработка включает нагрев до температуры на 150- 380°С выше Тпп и деформацию со степенью деформации
40-ь70%, нагрев до температуры на 60ч-220°С выше Тпп и деформа- цию со степенью деформации ЗО-т-60%, нагрев до температуры на 20-г60°С ниже Тпп и деформацию со степенью деформации ЗО-т-60%, далее осуществляют рекристаллизационную обработку путем нагрева
заготовки до температуры на 70^-140°С выше Тип и последующую деформацию со степенью деформации 20 -60% с охлаждением до комнатной температуры, затем после нагрева до температуры на 20- 60°С ниже Тпп заготовку деформируют со степенью деформации 30-г70% и осуществляют дополнительную рекристаллизационную обработку путем нагрева заготовки до температуры на 30 -110°С выше Тпп и последующую деформацию со степенью деформации 15-ь50% с охлаждением до комнатной температуры, далее после на- грева до температуры на 20 -60°С ниже Тпп проводят деформацию со степенью деформации 50 -90 % и дальнейшее окончательное де- формирование.
Окончательное деформирование проводят после нагрева на 10 -50 °С ниже Тпп со степенью деформации 20-^40% для обеспечения значения временного сопротивления разрыву свыше 1200 МПа и зна- чения вязкости разрушения Кю не менее 35 Mna M, а для обеспече- ния значения вязкости разрушения Kic свыше 70 MnaVM И значения временного сопротивления разрыву не менее 1100 МПа окончатель- ное деформирование проводят после нагрева на 40ч- 100 °С выше
Тпп со степенью деформации 10-г40 %. После окончательного де- формирования для сложноконтурных штампованных изделий прово- дят дополнительное деформирование со степенью деформации не более 15 % после нагрева на 20- бО °С ниже Тпп. Для получения точных штампованных изделий с временным со- противлением разрыву не менее 1100 МПа и вязкости разрушения Kic не менее 70 Mna M предложено широко использовать штамповку данного сплава в β-области, в которой сопротивление деформации
снижается по отношения к деформации в (а+Р)-области, что позволяет потенциально получить точные штамповки с высоким значением ко- эффициента использования металла (КИМ) за счет использования конфигурации предыдущей деформации, приближенной к размерам окончательного изделия с обеспечением деформации 10- 40 %.
В предлагаемом способе изготовления изделий первое деформи- рование осуществляется после нагрева слитка до температуры на 150- 380°С выше Тпп и степенью деформации 40-г70% , что разруша- ет литую структуру, усредняет химический состав сплава, уплотняет заготовку, ликвидируя такие литейные дефекты, как пустоты, рако- вины и др. Температура нагрева ниже указанного предела приводит к снижению пластических характеристик, затруднению деформации и появлению поверхностного растрескивания, температура нагрева выше указанного предела вызывает значительное увеличение газона- сыщенного слоя, что приводит к поверхностным надрывам при де- формации, ухудшению качества поверхности металла и, соответст- венно к увеличенному удалению металла с поверхности заготовок. Следующая деформация заготовки со степенью 30-г60% после нагрева на 60н-220°С выше Тпп позволяет несколько измельчить размер зерна по отношению к литому зерну и повысить пластичность металла для того, чтобы последующая деформации в (а+Р)-области не приводила к образованию дефектов. Дальнейшая деформация со степенью 30 -60% после нагрева заготовки на 20-Н °С ниже Тпп разрушает большеугловые границы зерен, увеличивает плотности дислокаций, т.е. осуществляется деформационный наклеп. Металл имеет повы- шенную внутреннюю энергию, и последующий нагрев до температу- ры на 70-г 140°С выше Тпп с деформацией 20 -60 % сопровождается
рекристаллизацией с измельчением зерна. В связи со значительными сечениями промежуточных заготовок на данном этапе технологиче- ского процесса не удается обеспечить требуемый размер зерна, по- этому производят повторный деформационный наклеп, для чего ме-
5 талл деформируют со степенью ЗО-т-70 % после нагрева на 20- 60°С ниже Тпп. После чего проводят дополнительную рекристаллизацион- ную обработку. Проведение дополнительной рекристаллизационной обработки посредством нагрева заготовки до температуры на 30-т-110°С выше температуры полиморфного превращения и деформа-
Ю ции со степенью 15-ь50 % с последующим охлаждением до комнат- ной температуры позволяет получить в обрабатываемой заготовке равноосное макрозерно размером не более 3000 мкм. Далее осуще- ствляют дальнейшую деформационную обработку со степенью 50-^90% после нагрева на 20-г60°С ниже температуры полиморфно-
^ го превращения для получения равномерной мелкозернистой глобу- лярной микроструктуры.
В предлагаемом изобретении окончательное деформирование осуществляют в зависимости от необходимого сочетания уровня вяз- 0 кости разрушения и временного сопротивления разрыву. Для получе- ния значения временного сопротивления разрыву свыше 1200 МПа с обеспечением значения вязкости разрушения Кю не менее 35 Мпа^м окончательное деформирование осуществляют со степенью деформации 20 -40% после нагрева на 10- 50°С ниже температуры 5 полиморфного превращения, что позволяет получить по всему сече- нию изделий равноосную мелкую глобулярно-пластинчатую структу- ру, обеспечивающую высокий уровень прочности при удовлетвори- тельных значениях вязкости разрушения Кю. Температурный интер-
вал нагрева при окончательном деформировании позволяет увеличить степень измельчения и коагулирования первичной α-фазы. Для полу- чения значения вязкости разрушения Kic свыше 70 Мпа /м с обес- печением временного сопротивления разрыву не менее 1100 МПа окончательное деформирование осуществляют со степенью деформа- ции 10-г40% после нагрева на 40-г100°С выше температуры поли- морфного превращения. Окончательное деформирование такого рода позволяет получить равномерную пластинчатую микроструктуру по всему сечению обрабатываемого изделия, которая обеспечивает бо- лее высокие значения критерия Kic при удовлетворительных значе- ниях прочностных свойств.
В случаях появления после окончательного деформирования таких нежелательных аспектов, как недоштамповка, недостаточное заполнение гравюры штампа и др. для сложноконтурных штампован- ных изделий целесообразно проводить дополнительную операцию деформирования в (оН- )-области при нагреве металла до температур (Тпп-20°С) (Тпп-60°С) со степенью деформации не более 15 %, что позволяет получить требуемую форму изделий с сохранением задан- ных показателей качества металла.
Осуществление изобретения
Промышленную применимость предлагаемого изобретения подтверждают следующие примеры его конкретного выполнения.
Для опробования способа были выплавлены слитки диаметром 740 мм следующего усредненного химического состава (см. табл. 1)
Табл. 1
Из слитков были изготовлены сложноконтурные штампованные изделия по различным термомеханическим режимам.
Слиток N° 1 нагревали до температуры на 330°С выше Тпп и производили всестороннюю ковку с деформацией 65 %. После чего полученную заготовку нагревали до температуры на 200°С выше Тпп и осуществляли деформирование со степенью 58% и далее, после нагрева до температуры на 30°С ниже Тпп, производили ковку со сте- пенью деформации 55%. Затем осуществляли рекристаллизационную обработку посредством нагрева до температуры на 120°С выше Тпп и последующей деформацией 25 %. Затем производили повторный деформационный наклеп после нагрева на 30°С ниже Тпп и дефор- мации со степенью 40 % и проводили дополнительную рекристалли- зационную обработку после нагрева металла до температуры на 100°С выше Тпп и деформирования со степенью 15 %. Далее после нагревов до температуры на 30°С ниже Тпп осуществляли операции ковки за- готовки на биллет, фасонную ковку заготовки и затем после нагрева заготовки до температуры на 50 ° ниже Тпп производили штамповку в заготовительном штампе, что в итоге составило деформацию со сте-
пенью 75-^85 % в различных сечениях заготовки. Для обеспечения соответствия установленным требованием временного сопротивления разрыву - 1200МПа и значения вязкости разрушения свыше 35 Мпа^/м металл нагревали до температуры на 30°С ниже Тип и осу- ществляли штамповку в окончательном штампе со степенью дефор- мации 2(Н30 % в различных сечениях детали. После термической об- работки по известному режиму (обработка на твердый раствор и ста- рение) производили исследования полученной детали (см. табл. 2). В табл. 2 для справки приведены значения механических свойств ана- логичного изделия, изготовленного по известному способу из сплава Ti-10V-2Fe-3Al).
Слиток JSfe 2 нагревали до температуры на 300°С выше Тпп и производили всестороннюю ковку со степенью деформацией 62 %. После чего полученную заготовку нагревали до температуры на 220°С выше Тпп и осуществляли деформирование со степенью 36 % и далее, после нагрева до температуры на 30°С ниже Тпп, произво- дили ковку со степенью деформации 30%. Затем осуществляли рекри- сталлизационную обработку посредством нагрева до температуры на 120°С выше Тпп и последующей деформацией 20 %. Затем произ- водили повторный деформационный наклеп после нагрева на 30°С ниже Тпп и деформации со степенью 56 % и проводили дополнитель- ную рекристаллизационную обработку после нагрева металла до тем- пературы на 80°С выше Тпп и деформирования со степенью 25 %. Далее, после нагревов до температуры на 30°С ниже Тпп осуществ- ляли операции ковки заготовки на биллет, фасонную ковку заготовки, штамповку в заготовительном штампе, что в итоге составило дефор- мацию со степенью 58-^-70 % в различных сечениях штампованной за-
готовки. Для получения временного сопротивления разрыву - не ме- нее 1100 МПа и значения вязкости разрушения свыше 70 Мпа^м да- лее металл нагревали до температуры на 80°С выше Тпп и осуществ- ляли окончательное деформирование (окончательную штамповку) со степенью деформации 15- 35 % в различных сечениях детали. После термической обработки по известному режиму (обработка на твердый раствор и старение) производили исследования полученной детали (см. табл. 3).
Слиток Ne 3 нагревали до температуры на 250°С выше Тпп и про- изводили всестороннюю ковку со степенью деформации 45 %. По- сле чего полученную заготовку нагревали до температуры на 190°С выше Тпп и осуществляли деформирование со степенью 53 % и да- лее, после нагрева до температуры на 30°С ниже Тпп, производили ковку со степенью деформации 56%. Затем осуществляли рекристал- лизационную обработку посредством нагрева до температуры на 120°С выше Тпп и последующей деформацией 25 %. После чего производили повторный деформационный наклеп после нагрева на 30°С ниже Тпп и деформации со степенью 55 % и проводили допол- нительную рекристаллизационную обработку после нагрева металла до температуры на 80°С выше Тпп и деформирования со степенью 15 %. Далее, после нагревов до температуры на 30°С ниже Тпп осущест- вляли операции ковки заготовки на биллет, фасонную ковку заготов- ки, штамповку в заготовительном штампе, затем после нагрева заго- товки до температуры на 30°С ниже Тпп осуществляли штамповку в предварительном штампе, что в итоге составило деформацию со сте- пенью 70-Ξ-80 % в различных сечениях штампованной заготовки. Для получения значения временного сопротивления разрыву - не менее
1100 МПа и значения вязкости разрушения свыше 70 Мпа^м далее металл нагревали до температуры на 80°С выше Тпп и осуществляли окончательное деформирование (окончательную штамповку) со сте- пенью деформации 10 25 % в различных сечениях детали. Для ис- ключения недостаточного заполнения гравюры штампа производили дополнительное деформирование со степенью 5-10% после нагрева до температуры на 30°С ниже Тпп. После термической обработки по известному режиму (обработка на твердый раствор и старение) про- изводили исследования полученной детали (см. табл. 3).
В табл. 3 для справки приведены результаты исследований ана- логичного изделия, изготовленного по известному способу из сплава Ti-6A1-4V.
Таким образом, предлагаемое изобретение позволяет регламен- тировать в изделиях, особенно крупногабаритных, из высокопрочных псевдо- -титановых сплавов, содержащих (4,0+6,0)% А1 -
(4,5+6,0)% Мо - (4,5+6,0)% V - (2,0-3,6)% Сг - (0,2+0,5)% Fe - (не бо- лее 2,0)% Zr, получение однородной структуры и комплекса механи- ческих свойств в соответствии с заданным уровнем.
Табл.2
Табл.3
Временное
Предел сопротивле- Относите ль-
К1С,
Способ текучести, ние разры- ное удлине- МПа м σ0,2 , МПа ние, %
σΒ, МПа
Предлагаемый, 1116 1203 9,4 83,7 изделие из
1102 1187 7,2 85,7 слитка 2
Предлагаемый, 1080 1183 9,2 103 изделие из
1066 1166 7,6 101 слитка З
Известный,
аналогичное 900 974 9,5 93,8 изделие из
901 979 9,7 95,4 сплава ΤΪ-6Α1-
4V
Claims
1. Способ изготовления деформированных изделий из псевдо-Р-титановых сплавов, включающий получение слитка и его термомеханическую обработку путем многократных нагре- вов, деформаций и охлаждений, отличающийся тем, что полу- чают слиток, содержащий масс.%: 4,0 -г 6,0 алюминия, 4,5-г 6,0 ванадия, 4,5 + 6,0 молибдена, 2,0 - 3,6 хрома, 0,2 ч- 0,5 желе- за, не более 2,0 циркония, не более 0,2 кислорода, не более 0,05 азота; при этом термомеханическая обработка включает нагрев до температуры на 150- 380°С выше Тпп и деформа- цию со степенью деформации 40 -70%, нагрев до температуры на 60-г220°С выше Тпп и деформацию со степенью деформа- ции 30 -60%, нагрев до температуры на 20-г60°С ниже Тпп и деформацию со степенью деформации 30-^60%, далее осущест- вляют рекристаллизационную обработку путем нагрева заго- товки до температуры на 70- 140°С выше Тпп и последующую деформацию со степенью деформации 20^-60% с охлаждением до комнатной температуры, затем после нагрева до темпера- туры на 20-г60°С ниже Тпп заготовку деформируют со сте- пенью деформации 30 -70% и осуществляют дополнительную рекристаллизационную обработку путем нагрева заготовки до температуры на 30-И 10°С выше Тпп и последующую дефор- мацию со степенью деформации 15 -50% с охлаждением до комнатной температуры, далее после нагрева до температуры на 20 -60°С ниже Тпп проводят деформацию со степенью де- формации 50-^90 % и дальнейшее окончательное деформиро- вание.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что окончательное де- формирование проводят после нагрева на Ю-т-50 °С ниже Тпп со степенью деформации 20-г-40% для обеспечения зна- чения временного сопротивления разрыву свыше 1200 МПа и значения вязкости разрушения Kic не менее 35 Мпа м.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что окончательное де- ^ формирование проводят после нагрева на 40-т-ЮО °С выше
Тпп со степенью деформации Ю-т-40% для обеспечения зна- чения вязкости разрушения Kic свыше 70 Мпа^м и значения временного сопротивления разрыву не менее 1100 МПа.
15 4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после окончатель- ного деформирования для сложноконтурных штампованных изделий проводят дополнительное деформирование со степе- нью деформации не более 15 % после нагрева на 204-60 °С ниже Тпп.
5
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US13/876,017 US9297059B2 (en) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | Method for the manufacture of wrought articles of near-beta titanium alloys |
| EP11829668.0A EP2623628B1 (en) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | Method for manufacturing deformed articles from pseudo- beta-titanium alloys |
| CA2812347A CA2812347A1 (en) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | Method for the manufacture of wrought articles of near-beta titanium alloys |
| CN201180046734.8A CN103237915B (zh) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | 近β钛合金的锻造制品的制备方法 |
| BR112013006741A BR112013006741A2 (pt) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | método de fabricação de artigos forjados de ligas de titânio quase-beta |
| JP2013530110A JP5873874B2 (ja) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | 近β型チタン合金の鍛造製品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2010139738/02A RU2441097C1 (ru) | 2010-09-27 | 2010-09-27 | Способ изготовления деформированных изделий из псевдо-бета-титановых сплавов |
| RU2010139738 | 2010-09-27 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2012044204A1 true WO2012044204A1 (ru) | 2012-04-05 |
Family
ID=45786485
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/RU2011/000730 WO2012044204A1 (ru) | 2010-09-27 | 2011-09-23 | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9297059B2 (ru) |
| EP (1) | EP2623628B1 (ru) |
| JP (1) | JP5873874B2 (ru) |
| CN (1) | CN103237915B (ru) |
| BR (1) | BR112013006741A2 (ru) |
| CA (1) | CA2812347A1 (ru) |
| RU (1) | RU2441097C1 (ru) |
| WO (1) | WO2012044204A1 (ru) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103668027A (zh) * | 2013-12-15 | 2014-03-26 | 无锡透平叶片有限公司 | 一种TC25钛合金的准β锻造工艺 |
| CN115747689A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-03-07 | 湖南湘投金天钛业科技股份有限公司 | Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103045978B (zh) * | 2012-11-19 | 2014-11-26 | 中南大学 | Tc18钛合金板材的制备方法 |
| CN103846377B (zh) * | 2014-03-14 | 2015-12-30 | 西北工业大学 | 近β钛合金Ti-7333的开坯锻造方法 |
| RU2561567C1 (ru) * | 2014-06-10 | 2015-08-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина" | Способ термической обработки крупногабаритных изделий из высокопрочного титанового сплава |
| FR3024160B1 (fr) * | 2014-07-23 | 2016-08-19 | Messier Bugatti Dowty | Procede d'elaboration d`une piece en alliage metallique |
| RU2709568C1 (ru) * | 2016-04-22 | 2019-12-18 | Арконик Инк. | Усовершенствованные способы чистовой обработки экструдированных титановых изделий |
| RU2635650C1 (ru) * | 2016-10-27 | 2017-11-14 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ термомеханической обработки высоколегированных псевдо-β титановых сплавов, легированных редкими и редкоземельными металлами |
| CN107350406B (zh) * | 2017-07-19 | 2018-11-27 | 湖南金天钛业科技有限公司 | Tc19钛合金大规格棒材的自由锻造方法 |
| CN107760925B (zh) * | 2017-11-10 | 2018-12-18 | 西北有色金属研究院 | 一种高强改性Ti-6Al-4V钛合金大规格棒材的制备方法 |
| CN111014527B (zh) * | 2019-12-30 | 2021-05-14 | 西北工业大学 | 一种tc18钛合金小规格棒材的制备方法 |
| CN114790524B (zh) * | 2022-04-09 | 2023-11-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种高断裂韧性Ti2AlNb基合金锻件的制备工艺 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63105954A (ja) * | 1986-10-22 | 1988-05-11 | Kobe Steel Ltd | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱間加工方法 |
| CN2178014Y (zh) | 1993-09-27 | 1994-09-21 | 南京市爱通数字自动化研究所 | 交流电机综合监护器 |
| JPH11335803A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Kobe Steel Ltd | ｎｅａｒβ型チタン合金コイルの製法 |
| RU2178014C1 (ru) * | 2000-05-06 | 2002-01-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | СПОСОБ ПРОКАТКИ ПРУТКОВ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2318074C1 (ru) * | 2006-08-31 | 2008-02-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ термомеханической обработки изделий из титановых сплавов |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2169782C1 (ru) * | 2000-07-19 | 2001-06-27 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | Сплав на основе титана и способ термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов из этого сплава |
| EP1786943A4 (en) * | 2004-06-10 | 2008-02-13 | Howmet Corp | THERMALLY PROCESSED MOLD PRODUCT BASED ON TITANIUM ALLOY QUASI BETA |
| US20070102073A1 (en) * | 2004-06-10 | 2007-05-10 | Howmet Corporation | Near-beta titanium alloy heat treated casting |
| CN101451206B (zh) | 2007-11-30 | 2010-12-29 | 中国科学院金属研究所 | 一种超高强度钛合金 |
| CN101323939B (zh) | 2008-07-31 | 2010-06-09 | 吴崇周 | 一种提高钛合金断裂韧性和抗疲劳强度的热加工工艺 |
| FR2940319B1 (fr) * | 2008-12-24 | 2011-11-25 | Aubert & Duval Sa | Procede de traitement thermique d'un alliage de titane, et piece ainsi obtenue |
| CN101804441B (zh) * | 2008-12-25 | 2011-11-02 | 贵州安大航空锻造有限责任公司 | Tc17两相钛合金盘形锻件的近等温锻造方法 |
-
2010
- 2010-09-27 RU RU2010139738/02A patent/RU2441097C1/ru active
-
2011
- 2011-09-23 JP JP2013530110A patent/JP5873874B2/ja active Active
- 2011-09-23 CA CA2812347A patent/CA2812347A1/en not_active Abandoned
- 2011-09-23 CN CN201180046734.8A patent/CN103237915B/zh active Active
- 2011-09-23 EP EP11829668.0A patent/EP2623628B1/en active Active
- 2011-09-23 US US13/876,017 patent/US9297059B2/en active Active
- 2011-09-23 BR BR112013006741A patent/BR112013006741A2/pt not_active Application Discontinuation
- 2011-09-23 WO PCT/RU2011/000730 patent/WO2012044204A1/ru active Application Filing
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63105954A (ja) * | 1986-10-22 | 1988-05-11 | Kobe Steel Ltd | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱間加工方法 |
| CN2178014Y (zh) | 1993-09-27 | 1994-09-21 | 南京市爱通数字自动化研究所 | 交流电机综合监护器 |
| JPH11335803A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Kobe Steel Ltd | ｎｅａｒβ型チタン合金コイルの製法 |
| RU2178014C1 (ru) * | 2000-05-06 | 2002-01-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | СПОСОБ ПРОКАТКИ ПРУТКОВ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2318074C1 (ru) * | 2006-08-31 | 2008-02-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ термомеханической обработки изделий из титановых сплавов |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| USSR INVENTOR'S CERTIFICATE NO. 1487274, IPC B2LJ5/00, 10 June 1999 (1999-06-10) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103668027A (zh) * | 2013-12-15 | 2014-03-26 | 无锡透平叶片有限公司 | 一种TC25钛合金的准β锻造工艺 |
| CN115747689A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-03-07 | 湖南湘投金天钛业科技股份有限公司 | Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法 |
| CN115747689B (zh) * | 2022-11-29 | 2023-09-29 | 湖南湘投金天钛业科技股份有限公司 | Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5873874B2 (ja) | 2016-03-01 |
| JP2014506286A (ja) | 2014-03-13 |
| EP2623628A1 (en) | 2013-08-07 |
| EP2623628A8 (en) | 2013-10-30 |
| RU2441097C1 (ru) | 2012-01-27 |
| CA2812347A1 (en) | 2012-04-05 |
| CN103237915A (zh) | 2013-08-07 |
| US20130233455A1 (en) | 2013-09-12 |
| BR112013006741A2 (pt) | 2016-06-14 |
| CN103237915B (zh) | 2015-03-11 |
| US9297059B2 (en) | 2016-03-29 |
| EP2623628A4 (en) | 2016-06-29 |
| EP2623628B1 (en) | 2018-05-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2012044204A1 (ru) | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ПСЕВДО-β-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ | |
| RU2368695C1 (ru) | Способ получения изделия из высоколегированного жаропрочного никелевого сплава | |
| CN111057903B (zh) | 一种大规格钛合金锁紧环及其制备方法 | |
| CN111438317B (zh) | 一种具有高强高韧近β型钛合金锻件锻造成形的制备方法 | |
| CN109182809B (zh) | 一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法 | |
| CN114645162A (zh) | 一种难变形高温合金的细晶均质盘锻件的制造方法 | |
| EP3234208B1 (en) | Aluminum alloy suitable for the high speed production of aluminum bottle and the process of manufacturing thereof | |
| CN109536803B (zh) | 一种高延展性低稀土镁合金板材及其制备方法 | |
| RU2724751C1 (ru) | Заготовка для высокопрочных крепежных изделий, выполненная из деформируемого титанового сплава, и способ ее изготовления | |
| RU2536614C2 (ru) | Способ получения прутков и способ получения тонкой проволоки из сплава системы никель-титан с эффектом памяти формы | |
| Wang et al. | A two-step superplastic forging forming of semi-continuously cast AZ70 magnesium alloy | |
| KR20150065418A (ko) | 마그네슘 합금 판재 및 이의 제조 방법 | |
| RU2301845C1 (ru) | Способ получения изделия из жаропрочного никелевого сплава | |
| CN114558967B (zh) | 一种铝合金超大型环锻件的制备方法 | |
| CN110205572B (zh) | 一种两相Ti-Al-Zr-Mo-V钛合金锻棒的制备方法 | |
| CN110592402A (zh) | 生产钛及钛合金制品的方法 | |
| CN114150180B (zh) | 一种电子束熔丝3d打印用海洋工程钛合金材料及其制备方法 | |
| CN109234592B (zh) | 一种低温轧制高强韧变形镁合金及其制备方法 | |
| WO2009102233A1 (ru) | Способ штамповки заготовок из наноструктурных титановых сплавов | |
| CN112708788B (zh) | 一种提高k403合金塑性的方法，模具材料和制品 | |
| CN105671376B (zh) | 高强高塑重力铸造与室温冷轧亚共晶铝硅合金材料及其制造方法 | |
| CN115572858A (zh) | 一种细小全片层变形TiAl合金及其制备方法 | |
| CN114318087A (zh) | 一种航空发动机壳体用Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及其制备方法 | |
| CN108015255A (zh) | 一种高速工具钢的制备方法 | |
| JP2024518681A (ja) | 高強度ファスナを製造するための材料およびそれを製造するための方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 11829668 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
| DPE2 | Request for preliminary examination filed before expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101) | ||
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2812347 Country of ref document: CA |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2013530110 Country of ref document: JP Kind code of ref document: A |
|
| NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 2011829668 Country of ref document: EP |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 13876017 Country of ref document: US |
|
| REG | Reference to national code |
Ref country code: BR Ref legal event code: B01A Ref document number: 112013006741 Country of ref document: BR |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 112013006741 Country of ref document: BR Kind code of ref document: A2 Effective date: 20130325 |