JPS5825424A - 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 - Google Patents
組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法Info
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- JPS5825424A JPS5825424A JP12184581A JP12184581A JPS5825424A JP S5825424 A JPS5825424 A JP S5825424A JP 12184581 A JP12184581 A JP 12184581A JP 12184581 A JP12184581 A JP 12184581A JP S5825424 A JPS5825424 A JP S5825424A
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- titanium alloy
- rolling
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- cogging
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-
- 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
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- Physics & Mathematics (AREA)
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- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、組織の良好なチタン合金圧延材、特に多段ス
タンド連続圧ｆｆ１Ｋよるα＋β型チタン合金圧砥材、
例えば大丸田延材または太角田延材の製造方法に関する
。
タンド連続圧ｆｆ１Ｋよるα＋β型チタン合金圧砥材、
例えば大丸田延材または太角田延材の製造方法に関する
。
チタン合金は比強度（重さく対する強さの比）が大であ
ることから、軽量で高強度を要求される航空機・宇宙開
発機材などの分野をはじめ、高倍＠注が要求される用途
、あるいは高温、高荷重。
ることから、軽量で高強度を要求される航空機・宇宙開
発機材などの分野をはじめ、高倍＠注が要求される用途
、あるいは高温、高荷重。
高腐食などの苛酷な条件下での耐久性が要求される用途
に使用されている。しかし、これらの用途に対しては、
単に高強度・嶌耐食性であるだけでは不充分で、％Ｋａ
ｔたは棒の形態で供給される場合には、ボルトあるいは
構造部品としての最終製品への製造段階で必ず成形加工
工程を経るので、適度な延性が不可欠である。そして、
仁の延性の改善には、均−且つ黴細な組織であることが
必須でめる。
に使用されている。しかし、これらの用途に対しては、
単に高強度・嶌耐食性であるだけでは不充分で、％Ｋａ
ｔたは棒の形態で供給される場合には、ボルトあるいは
構造部品としての最終製品への製造段階で必ず成形加工
工程を経るので、適度な延性が不可欠である。そして、
仁の延性の改善には、均−且つ黴細な組織であることが
必須でめる。
とζろで、チタン合金材は離加工材の１つで、その製造
方法に関する報告はほとんどない。例えば、鍛造材につ
いては４１開昭５１−７７８８６号に開示されているが
、圧延材については本発明者らの知る隈り実用化され九
例はなく、またその報告例もない。
方法に関する報告はほとんどない。例えば、鍛造材につ
いては４１開昭５１−７７８８６号に開示されているが
、圧延材については本発明者らの知る隈り実用化され九
例はなく、またその報告例もない。
ちなみに１上記の鍛造材の製造は、β鍛造後、連続的に
α＋β域で１０％以上の加工を行ない、次いでβ域に加
熱後、２０℃／分以上の冷却速度でα＋β域ま九はα域
まで冷却することＫより行なわれ、それにより組織の微
細化を図っている。
α＋β域で１０％以上の加工を行ない、次いでβ域に加
熱後、２０℃／分以上の冷却速度でα＋β域ま九はα域
まで冷却することＫより行なわれ、それにより組織の微
細化を図っている。
本発明者らは組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法
、例えば太夫（角）材の量産的圧延による製造方法を提
供すべく鋭意研究を重ねた結果、（１）分塊圧延法によ
れば鋳造組織の微細化には鍛錬比１６以上であれば充分
であること、（２）組織を微細化し、できるだけ等輪島
粒に近づけるためＫはα＋β域分塊圧ｆｆ１Ｋよる鍛錬
比が２以上であること、および必９！によフ（３）さら
に組織の改善を図る九めＫは圧延後の徐冷またはα＋β
域再加熱が有効である仁とを見出し、本発明全完成した
。
、例えば太夫（角）材の量産的圧延による製造方法を提
供すべく鋭意研究を重ねた結果、（１）分塊圧延法によ
れば鋳造組織の微細化には鍛錬比１６以上であれば充分
であること、（２）組織を微細化し、できるだけ等輪島
粒に近づけるためＫはα＋β域分塊圧ｆｆ１Ｋよる鍛錬
比が２以上であること、および必９！によフ（３）さら
に組織の改善を図る九めＫは圧延後の徐冷またはα＋β
域再加熱が有効である仁とを見出し、本発明全完成した
。
ここに１本発明は、α＋β型チタン合金鋳塊を比１６以
上のβ域分塊圧延を行ない、次いで得られ九分塊圧延材
を８００℃以下に冷却ｖｋ％８５０〜９５Ｇ’ＣＫ再加
熱し、鍛錬比２以上のα＋β域分塊圧延を行なうことを
特徴とする１組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法
；およびα＋β製チタン合金鋳塊を１０００−１１５０
℃に加熱後、９６０℃以上で鍛錬比Ｌ６以上のβ域分塊
圧延を行ない、次いで得られた分塊圧延材を８００℃以
下に冷却後、８５０〜９５０℃に再加熱し、鍛錬比２以
上のα＋β域分塊圧延を行ない、さらに等輪島形成処理
、好ましくけ熱間圧延直後７０Ｇ’Ｃまで１６０℃／ｈ
ｒ以下の速度で徐冷後、放冷することを特徴とする、組
織の良好なチタン合金圧延材の製造方法である。
上のβ域分塊圧延を行ない、次いで得られ九分塊圧延材
を８００℃以下に冷却ｖｋ％８５０〜９５Ｇ’ＣＫ再加
熱し、鍛錬比２以上のα＋β域分塊圧延を行なうことを
特徴とする１組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法
；およびα＋β製チタン合金鋳塊を１０００−１１５０
℃に加熱後、９６０℃以上で鍛錬比Ｌ６以上のβ域分塊
圧延を行ない、次いで得られた分塊圧延材を８００℃以
下に冷却後、８５０〜９５０℃に再加熱し、鍛錬比２以
上のα＋β域分塊圧延を行ない、さらに等輪島形成処理
、好ましくけ熱間圧延直後７０Ｇ’Ｃまで１６０℃／ｈ
ｒ以下の速度で徐冷後、放冷することを特徴とする、組
織の良好なチタン合金圧延材の製造方法である。
分塊圧延において、まず鋳塊をβ域に加熱圧延するのは
、加工性のよくない鋳造組織を比較的加工性の喪好なβ
域加工により微細化するためである。加熱温度を１００
０＝１１６０℃としたのけ、１１６０℃を越えると表面
層へのガス吸収が顕著となシ、加工性が低下するからで
あり、１０００℃を下回ると、α＋β域（〜９８０℃）
に近づき加工性が低下する丸めである。この分塊圧延は
９６０℃以上で行なうが、これはβ域での圧延を確実に
するためである０組織を十分に微細化するためには鍛錬
比を１６以上とする。
、加工性のよくない鋳造組織を比較的加工性の喪好なβ
域加工により微細化するためである。加熱温度を１００
０＝１１６０℃としたのけ、１１６０℃を越えると表面
層へのガス吸収が顕著となシ、加工性が低下するからで
あり、１０００℃を下回ると、α＋β域（〜９８０℃）
に近づき加工性が低下する丸めである。この分塊圧延は
９６０℃以上で行なうが、これはβ域での圧延を確実に
するためである０組織を十分に微細化するためには鍛錬
比を１６以上とする。
β域における分塊圧延後αトβ域加熱に移るに当って、
得られた分塊ＥＥ圧延材８００℃以下に冷却するのは、
β→αトβへの変態を十分完全に終了させるためである
。
得られた分塊ＥＥ圧延材８００℃以下に冷却するのは、
β→αトβへの変態を十分完全に終了させるためである
。
α＋β域加熱加熱温度５０〜９５０℃とした理由は、９
５０℃以上ではβ相の量比が急激に増加し、実質上β域
加熱に近くなるためでろｆｉ、８５０℃以上としたのは
、加工による割れ発生を防ぐためと、圧延加工時に発生
した歪エネルギーによシ結晶の微細化が容易に行なわれ
るようにするためである。組織を十分微細化するために
は、鍛錬比を２以上にする必要がある。
５０℃以上ではβ相の量比が急激に増加し、実質上β域
加熱に近くなるためでろｆｉ、８５０℃以上としたのは
、加工による割れ発生を防ぐためと、圧延加工時に発生
した歪エネルギーによシ結晶の微細化が容易に行なわれ
るようにするためである。組織を十分微細化するために
は、鍛錬比を２以上にする必要がある。
本発明の好適態様においては、このようにして得られた
分塊圧延材に等輪島形成処理を行なう。
分塊圧延材に等輪島形成処理を行なう。
ここで、等輪島形成処理とは、分塊圧延に続いて直ちに
徐冷、好ましくは炉冷に工り７００’Ｃ１で１６０’Ｃ
／ｈｒ以下の速度で冷却し、その後Ｍ温まで放冷し、あ
るいは分塊圧延後８００〜９５０℃の温度に所定時間、
一般には８０分以上、好ましくは１時間以上保持し、さ
らＫあるいは分塊８Ｅ延後に７００℃以下までまず放冷
し、次いで８６０〜９５０″ＣＫ保持した炉内で再加熱
して８００〜９５０℃に所定時間、一般には８０分以上
、好ましくは１時間以上保持し、その後７００℃以下ま
で放冷する処理のことで６９、かかる処理によって等軸
重結晶の生成が促進される。
徐冷、好ましくは炉冷に工り７００’Ｃ１で１６０’Ｃ
／ｈｒ以下の速度で冷却し、その後Ｍ温まで放冷し、あ
るいは分塊圧延後８００〜９５０℃の温度に所定時間、
一般には８０分以上、好ましくは１時間以上保持し、さ
らＫあるいは分塊８Ｅ延後に７００℃以下までまず放冷
し、次いで８６０〜９５０″ＣＫ保持した炉内で再加熱
して８００〜９５０℃に所定時間、一般には８０分以上
、好ましくは１時間以上保持し、その後７００℃以下ま
で放冷する処理のことで６９、かかる処理によって等軸
重結晶の生成が促進される。
分塊圧延材を圧延直後に徐冷するのＦｉ、α＋β域の分
塊圧延により蓄積された結晶歪を解放し、等輪島化する
のに有効であるからである。そのためには、結晶粒界移
動の発生し鳥い７００℃以上での保持時間を充分にとる
必要があシ、そのために徐冷を行なうが、前述のように
、好ましくは７００℃までＦｉ１５０℃／ｈｒ以下での
徐冷が必要である０分塊圧延後８００〜９５Ｇ’ＣＫ保
持するととＫよっても同様な効果が得られる。
塊圧延により蓄積された結晶歪を解放し、等輪島化する
のに有効であるからである。そのためには、結晶粒界移
動の発生し鳥い７００℃以上での保持時間を充分にとる
必要があシ、そのために徐冷を行なうが、前述のように
、好ましくは７００℃までＦｉ１５０℃／ｈｒ以下での
徐冷が必要である０分塊圧延後８００〜９５Ｇ’ＣＫ保
持するととＫよっても同様な効果が得られる。
また、分塊圧延材を放冷し、次いで再加熱することによ
シ結晶粒を微細化するためＫＦｉ、８００〜９６０℃に
加熱することが有効である。９６０℃を越すと、β相が
増加し、空冷後に針状組織が増加するため好ましくない
。一方、８００℃を下回ると、７００℃付近までは長時
間の加熱を行なえば結晶粒のａｍ化が可能であるが、長
時間を要すということから経済的でない。
シ結晶粒を微細化するためＫＦｉ、８００〜９６０℃に
加熱することが有効である。９６０℃を越すと、β相が
増加し、空冷後に針状組織が増加するため好ましくない
。一方、８００℃を下回ると、７００℃付近までは長時
間の加熱を行なえば結晶粒のａｍ化が可能であるが、長
時間を要すということから経済的でない。
かくして得られる等輪島は結晶粒形態が等方向である結
晶であ）、理想的には結晶粒が任意の断面で特定の方向
に伸びていない結晶粒からなる。″本発明が適用される
α＋β型チタン合金の代表的なものはＴｉ−６Ａｔ−４
Ｖ、’Ｉ’ｉ−１−４Ａｔ−４であプ、その他の例とし
てはＴｉ−８Ｍｎ、Ｔｉ−５Ａｔ−４７５ｃｒ −Ｌ２
５Ｆａ、Ｔｉ −４Ａｌ−４Ｍｏ−４Ｖ、Ｔｉ−４ＡＴ
ｉ−４Ａｌ−８等が挙げられる。た疋し、本発明がそれ
らのみに制限されるものではないことは理解されよう。
晶であ）、理想的には結晶粒が任意の断面で特定の方向
に伸びていない結晶粒からなる。″本発明が適用される
α＋β型チタン合金の代表的なものはＴｉ−６Ａｔ−４
Ｖ、’Ｉ’ｉ−１−４Ａｔ−４であプ、その他の例とし
てはＴｉ−８Ｍｎ、Ｔｉ−５Ａｔ−４７５ｃｒ −Ｌ２
５Ｆａ、Ｔｉ −４Ａｌ−４Ｍｏ−４Ｖ、Ｔｉ−４ＡＴ
ｉ−４Ａｌ−８等が挙げられる。た疋し、本発明がそれ
らのみに制限されるものではないことは理解されよう。
添付図面の第１図は本発明に係る方法の工程を示すフロ
ーシートである。既に述べたところからも明らかなよう
に１本発明は下記工程からなる。
ーシートである。既に述べたところからも明らかなよう
に１本発明は下記工程からなる。
Ｉ 鋳塊加熱：
チタン合金鋳塊を１０００−１１５０’ＣＫ加熱する。
好ましくは、表面酸化を防止する九め、非酸化性雰囲気
下で加熱する。
下で加熱する。
西 分塊圧延：
９５０℃以上の温度で鍛錬比１６以上のβ域分塊圧延を
実施する。これは、β域での分塊圧延によって鋳造組織
を微細化し、それＫより圧延加工割れを防止することを
目的として行なわれる。
実施する。これは、β域での分塊圧延によって鋳造組織
を微細化し、それＫより圧延加工割れを防止することを
目的として行なわれる。
璽 冷却：
β域分塊圧延後、分塊圧延材を８００℃以下に冷却する
。これＫよシβ→α＋β変態を完了させ、再結晶微細化
を行なう。
。これＫよシβ→α＋β変態を完了させ、再結晶微細化
を行なう。
Ｖ 再加熱：
α＋β変態の完了後、８５ Ｇ−９５０’ＣＫ再加熱す
る。
る。
Ｖ α＋！域分塊圧延：
鍛錬比が２以上となるようにα＋β域での熱間圧延を１
回または２回以上くり返して行なう。
回または２回以上くり返して行なう。
α＋β域加工を〈シ返すことにより組織の微細化は一層
促進される。
促進される。
鷺 等輪島形成処理：
この工程は所望工種であるが、分塊圧延直後徐冷処理、
好ましくは７００℃壕で１６０℃／ｈｒ以下の速度で徐
冷処理するか、または分塊圧延＊ＳＯＯ〜９５０’ＣＫ
保持してからあるいは分塊圧延後一旦７００℃以下まで
放冷し、次いで８００〜９５０℃へ再加熱してから放冷
するかによりて、組織の微細化および勢軸晶化が一層向
上する。
好ましくは７００℃壕で１６０℃／ｈｒ以下の速度で徐
冷処理するか、または分塊圧延＊ＳＯＯ〜９５０’ＣＫ
保持してからあるいは分塊圧延後一旦７００℃以下まで
放冷し、次いで８００〜９５０℃へ再加熱してから放冷
するかによりて、組織の微細化および勢軸晶化が一層向
上する。
以下、実施例に関連させて本発明をさらに説明する。
実施例
Ｔｌ−６Ａｔ−４Ｖ合金を真空アーク溶解して１トンの
鋳塊を１１！製し、分塊圧延したのち、皮むきを行なっ
て表面疵を除去し、そののち第１表に示す如く、直”４
［４０−の丸棒ないし１８０−角の角材さらに厚さ１０
〜８０ｍＩ＋の板材を製造した。
鋳塊を１１！製し、分塊圧延したのち、皮むきを行なっ
て表面疵を除去し、そののち第１表に示す如く、直”４
［４０−の丸棒ないし１８０−角の角材さらに厚さ１０
〜８０ｍＩ＋の板材を製造した。
それぞれの圧延条件および結果を第１表Ｃｔとめて示す
。
。
記号Ａ−ｔが本発明に係る方法の利であシ、Ｋ〜Ｍは比
較例である。
較例である。
なお、組織の判定法については、従来からの経験と実績
に基いて種々のものが各社で考えられている。ここでは
第２図に示すように、α＋β等輪島組織のものを１級と
しく第２図（ＩＬ）参照）、結晶粒の等力比が進んでい
ない、即ち加工組ＷｋＫ近いものが残っ良状態を４級と
評価しく第２図（ｄ）参照）、その中間段階どして加工
組織残留度合いの高いものと（第８図（ｅ）参照）、こ
の段階の低いもの、すなわち、等輪姦化の不充分なもの
（第２図（ｂ）参照）、の２ＷｌｌｌＩＩＫ分け、合計
４階級とした。１〜２級は実用に耐える組織であり、８
〜４級は改善を要する組織である。
に基いて種々のものが各社で考えられている。ここでは
第２図に示すように、α＋β等輪島組織のものを１級と
しく第２図（ＩＬ）参照）、結晶粒の等力比が進んでい
ない、即ち加工組ＷｋＫ近いものが残っ良状態を４級と
評価しく第２図（ｄ）参照）、その中間段階どして加工
組織残留度合いの高いものと（第８図（ｅ）参照）、こ
の段階の低いもの、すなわち、等輪姦化の不充分なもの
（第２図（ｂ）参照）、の２ＷｌｌｌＩＩＫ分け、合計
４階級とした。１〜２級は実用に耐える組織であり、８
〜４級は改善を要する組織である。
第１表中、本発明例人は比較例ＫＫ対応するものであり
、β域加熱圧砥後の放冷再加熱の等輪島形成処理が効果
を有することを示す例である。
、β域加熱圧砥後の放冷再加熱の等輪島形成処理が効果
を有することを示す例である。
本発明例ＢおよびＣは、圧延終了後に、それぞれ直接徐
冷および再加熱の等輪島形成処理を行なり九ものである
。直接徐冷も再加熱も、同一の温度・時間履歴では同様
の効果を発揮するはずであるが、直接徐冷の場合、仕上
り温度との関連で検板 冷による組織改善効果は再加熱に確べて低目である。
冷および再加熱の等輪島形成処理を行なり九ものである
。直接徐冷も再加熱も、同一の温度・時間履歴では同様
の効果を発揮するはずであるが、直接徐冷の場合、仕上
り温度との関連で検板 冷による組織改善効果は再加熱に確べて低目である。
本発明例り、Ｅは、α＋β域分塊圧延を２回行なった例
であり、ＦＦｉα＋β域圧延を３回くり返した場合の実
施例である。
であり、ＦＦｉα＋β域圧延を３回くり返した場合の実
施例である。
比較例ＬＶｉ、α＋β域加熱加熱かけ上２回あるにもか
かわらず良好な組織が得られない例である。
かわらず良好な組織が得られない例である。
β域分塊圧延からα＋β域加熱加熱行するときの本発明
方法による放冷処理の有効鴫を示すものである。比較例
Ｍは、α＋β域分塊圧延の鍛錬比が〜 とを示す例であ
る。
方法による放冷処理の有効鴫を示すものである。比較例
Ｍは、α＋β域分塊圧延の鍛錬比が〜 とを示す例であ
る。
本発明例Ｇ、Ｈは、αモβ域圧延における鍛錬比が２．
０以上であると、再加熱によ如さらに向上した組織が得
られることを示す。
０以上であると、再加熱によ如さらに向上した組織が得
られることを示す。
本発明例Ｉは、１５以下の少ない臣下をくシ返すことに
より、鍛錬比２０以上のα＋β域圧延を行なりた例であ
る。
より、鍛錬比２０以上のα＋β域圧延を行なりた例であ
る。
第１図は、本、発Ｆ！ＡＫ係る方法のニーを示すフロー
シート；および 第２図は、等輪島組織の判定基準を示す結晶組線の模式
図であ如、第２図（ａ）、 （ｂ）、 （＋りおよび（
ｄ）はそれぞれ１級、２級、８級および４級の各等級の
組繊に和尚する。 奉／ 図
シート；および 第２図は、等輪島組織の判定基準を示す結晶組線の模式
図であ如、第２図（ａ）、 （ｂ）、 （＋りおよび（
ｄ）はそれぞれ１級、２級、８級および４級の各等級の
組繊に和尚する。 奉／ 図
Claims (2)
- （１） α＋β型チタン合金鋳塊を１０００〜１１６
０℃に加熱後、９６０℃以上で鍛錬比１５以上のβ域分
塊圧延を行ない、次いで、得られ九分塊圧砥材を８００
℃以下に冷却後、８５０〜９６０℃に再加熱し、鍛錬比
２以上のα＋β域分塊圧延を行なうことを特徴とする、
繊織の良好なチタン合金圧電材の製造方法。 - （２） αｔβ型チクチタフ合金鋳塊０００−１１６
０℃に加熱１１％９５０℃以上で鍛錬比１６以上のβ域
分塊圧延を行ない５次いで得られた分塊圧延材をＳＯＯ
℃以下に冷却後、８５０−９５０℃に再加熱し、鍛錬比
２以上のα＋β域分塊圧延を行ない、さらに１得られ九
分塊圧延材に等輪島形成処理を打電うことを特徴とする
、組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12184581A JPS5825424A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12184581A JPS5825424A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5825424A true JPS5825424A (ja) | 1983-02-15 |
| JPH0122349B2 JPH0122349B2 (ja) | 1989-04-26 |
Family
ID=14821353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12184581A Granted JPS5825424A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5825424A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60234956A (ja) * | 1984-05-04 | 1985-11-21 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | チタン合金板の製造方法 |
| JPS63303043A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製山形材の製造方法 |
| JPS63303044A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製溝形材の製造方法 |
| JPH01272750A (ja) * | 1988-04-26 | 1989-10-31 | Nippon Steel Corp | α＋β型Ｔｉ合金展伸材の製造方法 |
| KR101151616B1 (ko) | 2011-12-28 | 2012-06-08 | 한국기계연구원 | 타이타늄합금 잉고트의 결정립 미세화 방법 |
-
1981
- 1981-08-05 JP JP12184581A patent/JPS5825424A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60234956A (ja) * | 1984-05-04 | 1985-11-21 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | チタン合金板の製造方法 |
| JPS63303043A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製山形材の製造方法 |
| JPS63303044A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製溝形材の製造方法 |
| JPH01272750A (ja) * | 1988-04-26 | 1989-10-31 | Nippon Steel Corp | α＋β型Ｔｉ合金展伸材の製造方法 |
| KR101151616B1 (ko) | 2011-12-28 | 2012-06-08 | 한국기계연구원 | 타이타늄합금 잉고트의 결정립 미세화 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0122349B2 (ja) | 1989-04-26 |
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