JPH0135069B2 - - Google Patents
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- JPH0135069B2 JPH0135069B2 JP25857085A JP25857085A JPH0135069B2 JP H0135069 B2 JPH0135069 B2 JP H0135069B2 JP 25857085 A JP25857085 A JP 25857085A JP 25857085 A JP25857085 A JP 25857085A JP H0135069 B2 JPH0135069 B2 JP H0135069B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- processing
- temperature
- hot
- cooling
- mechanical properties
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Description
［産業上の利用分野］
本発明は強度、延性などの機械的性質に優れた
チタン合金材の製造方法に関する。 ［従来の技術とその問題点］ Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金は高強度でかつ
冷間加工性に優れたβ型チタン合金として最近利
用が広がる傾向にある。これは、該チタン合金が
Ti−6Al−4V合金等のα＋β型チタン合金と比
較して冷間加工性が大幅に優れ、冷間プレス等の
採用が可能で、加工工程の省力化を図り得るから
である。 しかしながら、上記Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al
合金材（以下単に本合金材と称す）は、熱間加工
工程による製造が困難とされていた。それは、本
合金材の製造上、機械的性質及び組織の不均一性
がネツクとなり、熱間加工のみでは、十分な機械
的性質と組織の均一性を得るのが難しいとされて
いたからである。 そのため、本合金材は熱間加工性まま利用され
ることはほとんどなく、従来では一般に、熱間加
工工程−溶体化処理工程−冷間加工工程の３工程
により製造し、熱間加工工程後の冷間加工工程の
付加により、機械的性質の向上、機械的性質及び
組織の均一性向上を図つていた。しかし、この方
法では工程数が多いため製造が容易でなく生産
性、生産コストに問題があつた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上述したような従来の問題点を解消す
るため研究と実験を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、熱間加工工程のみによ
り、従来方法（熱間加工工程−溶体化処理工程−
冷間加工工程）による場合と同等の優れた機械的
性質及び組織を持つ本合金材を容易に製造できる
方法を提供することにある。 この目的を達成するため、本発明は、本合金材
の製造にあたり、特に熱間加工用素材（スラブ、
ビレツト等）の加熱温度と熱間加工条件を厳密に
制御して加工を行い、かつ熱間加工後厳密に制御
した急速冷却を行う方法としたものである。 すなわち本発明の特徴とするところは、Ｖ：14
〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：2.5〜3.5wt
％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不可避的不純
物からなるチタン合金材を製造するにあたり、熱
間加工用素材を900℃以上1050℃以下の温度に加
熱後加工を開始し、少くともβ変態点以上900℃
以下で加工率50％以上、かつそのうちβ変態点以
上850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、ひ
き続いて同加工材をβ変態点以上の温度から400
℃以下の温度まで２℃／sec以上の冷却速度で冷
却することにある。 この方法により、冷間加工工程を付加すること
なく熱間加工工程だけで、従来法の熱間加工後冷
間加工を行つた場合と同様の優れた機械的性質と
同性質及び組織の均一性に優れたチタン合金材が
製造される。 また、本発明におけるチタン合金材には、酸素
を0.3％以下まで含有させてもよく、これにより
同合金材の強度をさらに増すことができる。 以下本発明を詳述する。 まず、本発明で製造目的とするチタン合金材
は、Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるもので、真空アーク炉等で
溶製したインゴツトを、鍛造あるいは分塊加工す
ることにより熱間加工用素材を得る。本合金材は
また酸素を0.3％まで含有することができる。酸
素の添加により本合金材の強度を上昇させること
が可能であるが、0.3％を越えると冷間加工性
（冷間成形性）が著しく劣化する。即ち溶体化処
理（800℃×20min→水冷）において、酸素：0.3
％以下含有の場合密着曲げが可能であるが、0.3
％を越えると曲げ半径Ｒ＝10tにおいても破断が
認められ実用上適用不可能である。 この熱間加工用素材を熱間加工するに際し、バ
ツチ炉又は連続炉で900℃以上1050℃以下の温度
に加熱した後加工を開始する。上記のように、熱
間加工用素材の加熱温度を制御することが本発明
のひとつの重要なポイントである。 本合金材は、通常熱間加工工程後、溶体化処
理、時効処理を施して使用されるが、時効処理時
に組織の不均一化が生じやすく、このことが本合
金材の機械的性質の不均一及び機械的性質の低下
を招く。これは、時効析出挙動の不均一に基くも
のであつて、端的には添加元素の偏析が主なる原
因である。 従来では熱間加工、溶体化処理、冷間加
工、溶体化処理、時効処理を経て最終製品と
しており、熱間加工工程に続き冷間加工工程を加
え、それぞれ加工後に溶体化処理工程（加工−再
結晶過程）を繰返す（計２回）ことにより、最終
製品の均質化を図つている。 これに対し、本発明は熱間加工用素材加熱温度
を一定条件に制御することにより、添加元素の均
質化、組織の均一化を図るもので、すなわちβ変
温域の900℃以上1050℃以下の温度に熱間加工用
素材を加熱することにより添加元素の拡散均質化
を得るものである。 ここで、熱間加工用素材の加熱温度の上限を
1050℃と限定したのは、これを越えた加熱温度と
した場合、β粒の粒成長が著しくなり、その結果
最終製品のβ粒の粗大化、不均一化を生じさせ、
機械的性質の低下を招くためである。 また、熱間加工用素材の加熱温度の下限を900
℃としたのは、これ未満の加熱では添加元素の拡
散均一化が不十分となり、最終製品の機械的性質
及び組織の不均一性の問題が生ずると共に、機械
的性質そのものの低下を招くからである。 なお本発明は、場合によれば熱間加工用素材を
上記温度条件で加熱後圧延を開始し、900℃以上
の再結晶域での加工を行うことによりβ結晶の再
結晶を図り、再結晶を通しての添加元素の均質化
をさらに図ることも可能である。 次いで本発明は、上記のように温度範囲に加熱
された熱間加工用素材を、少なくともβ変態点以
上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうちβ
変態点以上850℃以下で加工率30％以上の熱間加
工を加え、β変態点以上の温度で加工を終了す
る。このように加工工程の厳密な制御を行うこと
が本発明のひとつの重要なポイントである。 従来法においては、熱間加工工程に続く冷間加
工工程で加工材に加工歪を与え、これに続く溶体
化処理工程での再結晶挙動を通してβ晶の均一微
細化及び添加元素の均質化、そして時効時の機械
的性質の改善を図つている。 本発明はこの発想を転換し、熱間加工そのもの
での低温域の加工率の制御で冷間加工と同様の効
果を与えるものであり、具体的な加工条件を上記
のように規定したのは、最終製品のβ粒の微細化
及び機械的性質の改善を図るには、未再結晶温度
域である900℃以下での加工率の制御が必要だか
らである。加工温度を含め加工仕上温度をβ変態
点以上と規定したのは、加工仕上温度がこれ未満
となると、熱間加工中に該加工により形成された
変形帯に不均一にα晶の析出を生じてしまい、次
工程の加速冷却によるα晶の析出防止の効果が失
われてしまうからである。 少なくともβ変態点以上900℃以下で50％以上
の加工率とし、かつβ変態点以上850℃以下で30
％以上の加工率とした場合にのみ、均一な圧延変
形組織となり熱間圧延後の溶体化組織、溶体化組
織も均一微細となる。その結果、これら熱処理材
の機械的性質及び均一性の向上を生じる。すなわ
ち加工率が小さい場合、熱間圧延後の溶体化熱処
理において、不均一な再結晶、回復組織となり、
この結果、続く時効熱処理における時効析出が不
均一となる。 次に上記のように熱間加工された加工材をひき
続き、β変態点以上の温度より、400℃以下の温
度まで２℃／sec以上の冷却速度で冷却する。こ
のように熱間加工後加速冷却を行うことが本発明
のひとつの特徴である。 本合金のβ変態点は730℃であり、熱間加工後
の冷却開始温度と冷却温度が不適切である場合に
は、熱間加工により形成された変形帯に不均一に
α晶の析出が生じ、この析出α晶の痕跡が次工程
の溶体化処理後および時効処理後も残存し、組織
や機械的性質の不均一化及び機械的性質の低下の
原因の一つとなる。 本発明は熱間加工後に加速冷却を採用すること
で、熱間加工後の空冷時のα晶析出を防止するも
のである。 冷却開始温度をβ変態点以上の温度と規定した
のは、冷却開始温度がβ変態点以下の場合、加工
終了から冷却開始までの間に、前工程の加工で形
成された変形域に不均一なα晶析出が生じ、加速
冷却によるα晶析出防止効果が失われてしまうか
らである。 冷却速度を２℃／sec以上と規定したのは、こ
れ未満の冷却速度では冷却途中でα晶の析出が生
じるためであり、冷却停止温度を400℃以下と規
定したのは、この温度を越えて冷却を停止する
と、冷却停止後室温までの空冷過程でα晶の析出
が生ずるためである。 なお、冷却停止温度の下限は、材質上からは特
に限定する必要はないが、工業的にはコスト上室
温が採用される。また、冷却温度の上限も材質上
からは特に限定の必要はないが、工業的に設備、
コスト上の制約から、その上限は50℃／sec程度
となる。 ［実施例］ 次に本発明の実施例を示す。 第１表は供試材の化学成分（wt％）を示す
もので、Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金インゴ
ツトの直径は直径550mmである。
チタン合金材の製造方法に関する。 ［従来の技術とその問題点］ Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金は高強度でかつ
冷間加工性に優れたβ型チタン合金として最近利
用が広がる傾向にある。これは、該チタン合金が
Ti−6Al−4V合金等のα＋β型チタン合金と比
較して冷間加工性が大幅に優れ、冷間プレス等の
採用が可能で、加工工程の省力化を図り得るから
である。 しかしながら、上記Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al
合金材（以下単に本合金材と称す）は、熱間加工
工程による製造が困難とされていた。それは、本
合金材の製造上、機械的性質及び組織の不均一性
がネツクとなり、熱間加工のみでは、十分な機械
的性質と組織の均一性を得るのが難しいとされて
いたからである。 そのため、本合金材は熱間加工性まま利用され
ることはほとんどなく、従来では一般に、熱間加
工工程−溶体化処理工程−冷間加工工程の３工程
により製造し、熱間加工工程後の冷間加工工程の
付加により、機械的性質の向上、機械的性質及び
組織の均一性向上を図つていた。しかし、この方
法では工程数が多いため製造が容易でなく生産
性、生産コストに問題があつた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上述したような従来の問題点を解消す
るため研究と実験を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、熱間加工工程のみによ
り、従来方法（熱間加工工程−溶体化処理工程−
冷間加工工程）による場合と同等の優れた機械的
性質及び組織を持つ本合金材を容易に製造できる
方法を提供することにある。 この目的を達成するため、本発明は、本合金材
の製造にあたり、特に熱間加工用素材（スラブ、
ビレツト等）の加熱温度と熱間加工条件を厳密に
制御して加工を行い、かつ熱間加工後厳密に制御
した急速冷却を行う方法としたものである。 すなわち本発明の特徴とするところは、Ｖ：14
〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：2.5〜3.5wt
％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不可避的不純
物からなるチタン合金材を製造するにあたり、熱
間加工用素材を900℃以上1050℃以下の温度に加
熱後加工を開始し、少くともβ変態点以上900℃
以下で加工率50％以上、かつそのうちβ変態点以
上850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、ひ
き続いて同加工材をβ変態点以上の温度から400
℃以下の温度まで２℃／sec以上の冷却速度で冷
却することにある。 この方法により、冷間加工工程を付加すること
なく熱間加工工程だけで、従来法の熱間加工後冷
間加工を行つた場合と同様の優れた機械的性質と
同性質及び組織の均一性に優れたチタン合金材が
製造される。 また、本発明におけるチタン合金材には、酸素
を0.3％以下まで含有させてもよく、これにより
同合金材の強度をさらに増すことができる。 以下本発明を詳述する。 まず、本発明で製造目的とするチタン合金材
は、Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるもので、真空アーク炉等で
溶製したインゴツトを、鍛造あるいは分塊加工す
ることにより熱間加工用素材を得る。本合金材は
また酸素を0.3％まで含有することができる。酸
素の添加により本合金材の強度を上昇させること
が可能であるが、0.3％を越えると冷間加工性
（冷間成形性）が著しく劣化する。即ち溶体化処
理（800℃×20min→水冷）において、酸素：0.3
％以下含有の場合密着曲げが可能であるが、0.3
％を越えると曲げ半径Ｒ＝10tにおいても破断が
認められ実用上適用不可能である。 この熱間加工用素材を熱間加工するに際し、バ
ツチ炉又は連続炉で900℃以上1050℃以下の温度
に加熱した後加工を開始する。上記のように、熱
間加工用素材の加熱温度を制御することが本発明
のひとつの重要なポイントである。 本合金材は、通常熱間加工工程後、溶体化処
理、時効処理を施して使用されるが、時効処理時
に組織の不均一化が生じやすく、このことが本合
金材の機械的性質の不均一及び機械的性質の低下
を招く。これは、時効析出挙動の不均一に基くも
のであつて、端的には添加元素の偏析が主なる原
因である。 従来では熱間加工、溶体化処理、冷間加
工、溶体化処理、時効処理を経て最終製品と
しており、熱間加工工程に続き冷間加工工程を加
え、それぞれ加工後に溶体化処理工程（加工−再
結晶過程）を繰返す（計２回）ことにより、最終
製品の均質化を図つている。 これに対し、本発明は熱間加工用素材加熱温度
を一定条件に制御することにより、添加元素の均
質化、組織の均一化を図るもので、すなわちβ変
温域の900℃以上1050℃以下の温度に熱間加工用
素材を加熱することにより添加元素の拡散均質化
を得るものである。 ここで、熱間加工用素材の加熱温度の上限を
1050℃と限定したのは、これを越えた加熱温度と
した場合、β粒の粒成長が著しくなり、その結果
最終製品のβ粒の粗大化、不均一化を生じさせ、
機械的性質の低下を招くためである。 また、熱間加工用素材の加熱温度の下限を900
℃としたのは、これ未満の加熱では添加元素の拡
散均一化が不十分となり、最終製品の機械的性質
及び組織の不均一性の問題が生ずると共に、機械
的性質そのものの低下を招くからである。 なお本発明は、場合によれば熱間加工用素材を
上記温度条件で加熱後圧延を開始し、900℃以上
の再結晶域での加工を行うことによりβ結晶の再
結晶を図り、再結晶を通しての添加元素の均質化
をさらに図ることも可能である。 次いで本発明は、上記のように温度範囲に加熱
された熱間加工用素材を、少なくともβ変態点以
上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうちβ
変態点以上850℃以下で加工率30％以上の熱間加
工を加え、β変態点以上の温度で加工を終了す
る。このように加工工程の厳密な制御を行うこと
が本発明のひとつの重要なポイントである。 従来法においては、熱間加工工程に続く冷間加
工工程で加工材に加工歪を与え、これに続く溶体
化処理工程での再結晶挙動を通してβ晶の均一微
細化及び添加元素の均質化、そして時効時の機械
的性質の改善を図つている。 本発明はこの発想を転換し、熱間加工そのもの
での低温域の加工率の制御で冷間加工と同様の効
果を与えるものであり、具体的な加工条件を上記
のように規定したのは、最終製品のβ粒の微細化
及び機械的性質の改善を図るには、未再結晶温度
域である900℃以下での加工率の制御が必要だか
らである。加工温度を含め加工仕上温度をβ変態
点以上と規定したのは、加工仕上温度がこれ未満
となると、熱間加工中に該加工により形成された
変形帯に不均一にα晶の析出を生じてしまい、次
工程の加速冷却によるα晶の析出防止の効果が失
われてしまうからである。 少なくともβ変態点以上900℃以下で50％以上
の加工率とし、かつβ変態点以上850℃以下で30
％以上の加工率とした場合にのみ、均一な圧延変
形組織となり熱間圧延後の溶体化組織、溶体化組
織も均一微細となる。その結果、これら熱処理材
の機械的性質及び均一性の向上を生じる。すなわ
ち加工率が小さい場合、熱間圧延後の溶体化熱処
理において、不均一な再結晶、回復組織となり、
この結果、続く時効熱処理における時効析出が不
均一となる。 次に上記のように熱間加工された加工材をひき
続き、β変態点以上の温度より、400℃以下の温
度まで２℃／sec以上の冷却速度で冷却する。こ
のように熱間加工後加速冷却を行うことが本発明
のひとつの特徴である。 本合金のβ変態点は730℃であり、熱間加工後
の冷却開始温度と冷却温度が不適切である場合に
は、熱間加工により形成された変形帯に不均一に
α晶の析出が生じ、この析出α晶の痕跡が次工程
の溶体化処理後および時効処理後も残存し、組織
や機械的性質の不均一化及び機械的性質の低下の
原因の一つとなる。 本発明は熱間加工後に加速冷却を採用すること
で、熱間加工後の空冷時のα晶析出を防止するも
のである。 冷却開始温度をβ変態点以上の温度と規定した
のは、冷却開始温度がβ変態点以下の場合、加工
終了から冷却開始までの間に、前工程の加工で形
成された変形域に不均一なα晶析出が生じ、加速
冷却によるα晶析出防止効果が失われてしまうか
らである。 冷却速度を２℃／sec以上と規定したのは、こ
れ未満の冷却速度では冷却途中でα晶の析出が生
じるためであり、冷却停止温度を400℃以下と規
定したのは、この温度を越えて冷却を停止する
と、冷却停止後室温までの空冷過程でα晶の析出
が生ずるためである。 なお、冷却停止温度の下限は、材質上からは特
に限定する必要はないが、工業的にはコスト上室
温が採用される。また、冷却温度の上限も材質上
からは特に限定の必要はないが、工業的に設備、
コスト上の制約から、その上限は50℃／sec程度
となる。 ［実施例］ 次に本発明の実施例を示す。 第１表は供試材の化学成分（wt％）を示す
もので、Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金インゴ
ツトの直径は直径550mmである。
【表】
上記成分のインゴツトを1050℃に加熱した
後、100mmの厚さに鍛造し、熱間加工用素材を
得しめ、この熱間加工用素材を種々の熱間加工
条件、冷却条件をとつて加工し、それぞれの機
械的性質を調べた。その結果を第２表に示す。 なお、熱間加工は、上記熱間加工用素材より
試験片を析出し、該試験片を1100℃から875℃
の温度範囲に加熱後、仕上温度800℃から740℃
の温度範囲で実施した。仕上板厚は25mmと15mm
の２種とした。 熱間加工後の溶体化処理条件は、800℃×
20min→水冷であり、時効処理条件は、480℃
×14hr→空冷（STA1）、510℃×14hr→空冷
（STA2）の２条件とした。また、一部の材料
（第２表中No.24）について、比較のため、熱間
加工後、溶体化−冷間加工（Ｌ方向５％）を行
つてみた。 第２表中の各加工材の機械的性質は、板厚中
心より板厚７mm、平行部12.5mm、G.L.50mmの板
状引張試験片をＬ方向に各々加工条件で10本採
取して調査したデータである。また、同表中の
β粒径は、各々の加工条件について、LZ面
（圧延方向に平行な板厚断面）におけるβ粒径
を線分法で測定して求めた。
後、100mmの厚さに鍛造し、熱間加工用素材を
得しめ、この熱間加工用素材を種々の熱間加工
条件、冷却条件をとつて加工し、それぞれの機
械的性質を調べた。その結果を第２表に示す。 なお、熱間加工は、上記熱間加工用素材より
試験片を析出し、該試験片を1100℃から875℃
の温度範囲に加熱後、仕上温度800℃から740℃
の温度範囲で実施した。仕上板厚は25mmと15mm
の２種とした。 熱間加工後の溶体化処理条件は、800℃×
20min→水冷であり、時効処理条件は、480℃
×14hr→空冷（STA1）、510℃×14hr→空冷
（STA2）の２条件とした。また、一部の材料
（第２表中No.24）について、比較のため、熱間
加工後、溶体化−冷間加工（Ｌ方向５％）を行
つてみた。 第２表中の各加工材の機械的性質は、板厚中
心より板厚７mm、平行部12.5mm、G.L.50mmの板
状引張試験片をＬ方向に各々加工条件で10本採
取して調査したデータである。また、同表中の
β粒径は、各々の加工条件について、LZ面
（圧延方向に平行な板厚断面）におけるβ粒径
を線分法で測定して求めた。
【表】
【表】
第２表から明らかなように、熱間加工用素材
を900℃以上1050℃以下の温度に加熱後加工を
開始し、少くともβ変態点以上900℃以下で加
工率50％以上、かつそのうちβ変態点以上850
℃以下で加工率30％以上とし、ひき続き同加工
材をβ変態点以上の温度から400℃以下まで２
℃／sec以上の冷却速度で冷却した場合（No.１
〜14）にのみ、STA1で強度135Kgｆ／mm2以上、
伸び５％以上、STA2で強度130Kgｆ／mm2以上、
伸び５％以上の優れた強度や延性値が得られて
いる。また、強度の標準偏差も0.3以下で、ば
らつきも小さい。 これらの機械的性質は、第２表中No.24の熱間
加工工程後、冷間加工工程を加えた従来法によ
る材料の機械的性質と同等である。これに対
し、熱間加工工程での加熱条件、加工率、仕上
温度などの加工条件及び冷却条件を本発明規定
外にした場合には、強度及び延性の両性質をバ
ランスよく得ることができず、強度のばらつき
も大きい。 ［発明の効果］ 以上説明した本発明によるときには、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の製造において、特に該
合金の熱間加工用素材を加熱温度と加工条件を厳
密に制御して加工した後、所定条件で急速冷却を
行うことにより、熱間加工工程のみで容易に優れ
た機械的性質を有するこの種チタン合金材を製造
できるというすぐれた効果が得られる。
を900℃以上1050℃以下の温度に加熱後加工を
開始し、少くともβ変態点以上900℃以下で加
工率50％以上、かつそのうちβ変態点以上850
℃以下で加工率30％以上とし、ひき続き同加工
材をβ変態点以上の温度から400℃以下まで２
℃／sec以上の冷却速度で冷却した場合（No.１
〜14）にのみ、STA1で強度135Kgｆ／mm2以上、
伸び５％以上、STA2で強度130Kgｆ／mm2以上、
伸び５％以上の優れた強度や延性値が得られて
いる。また、強度の標準偏差も0.3以下で、ば
らつきも小さい。 これらの機械的性質は、第２表中No.24の熱間
加工工程後、冷間加工工程を加えた従来法によ
る材料の機械的性質と同等である。これに対
し、熱間加工工程での加熱条件、加工率、仕上
温度などの加工条件及び冷却条件を本発明規定
外にした場合には、強度及び延性の両性質をバ
ランスよく得ることができず、強度のばらつき
も大きい。 ［発明の効果］ 以上説明した本発明によるときには、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の製造において、特に該
合金の熱間加工用素材を加熱温度と加工条件を厳
密に制御して加工した後、所定条件で急速冷却を
行うことにより、熱間加工工程のみで容易に優れ
た機械的性質を有するこの種チタン合金材を製造
できるというすぐれた効果が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるチタン合金材を製造するに
あたり、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以下
の温度に加熱後加工を開始し、少くともβ変態点
以上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうち
β変態点以上850℃以下で加工率30％以上の加工
を加え、ひき続いて同加工材をβ変態点以上の温
度から400℃以下の温度まで２℃／sec以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする強度、延性に優
れたチタン合金材の製造方法。 ２ 前記チタン合金材中に酸素0.3％以下を含有
する特許請求の範囲第１項記載のチタン合金材の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25857085A JPS62120468A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25857085A JPS62120468A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62120468A JPS62120468A (ja) | 1987-06-01 |
| JPH0135069B2 true JPH0135069B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=17322076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25857085A Granted JPS62120468A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62120468A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02171476A (ja) * | 1988-12-23 | 1990-07-03 | Nissan Shatai Co Ltd | 鍵材及びその製法 |
-
1985
- 1985-11-20 JP JP25857085A patent/JPS62120468A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62120468A (ja) | 1987-06-01 |
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