JPS646268B2 - - Google Patents
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- JPS646268B2 JPS646268B2 JP19632481A JP19632481A JPS646268B2 JP S646268 B2 JPS646268 B2 JP S646268B2 JP 19632481 A JP19632481 A JP 19632481A JP 19632481 A JP19632481 A JP 19632481A JP S646268 B2 JPS646268 B2 JP S646268B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- region
- rolling
- temperature
- titanium alloy
- rolled
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、組織の良好なチタン合金圧延材の製
造方法、特に多段スタンドの連続圧延による組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法に関する。 チタン合金は比強度（重さに対する強さの比）
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、高信
頼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、単に高強度である
だけでは不充分で、特に線ま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、こ
の延性の改善には、均一且つ微細な組織であるこ
とが必須である。 ところで、チタン合金材は難加工材の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、鍛造材については特開昭51―77385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
る限り製造条件に関する報告例は見当らない。 ちなみに、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域またはα域まで冷却することにより行なわ
れ、それにより組織の微細化を図つている。 しかしながら、チタン合金の中丸ないし小棒を
鍛造により製造した場合、鍛造長手方向の組織の
バラツキ、断面内での部位による組織のバラツキ
など鍛造方法固有の基本的な問題を伴なう。また
生産効率の点でも、数回の繰返し加熱鍛造を行な
うということから、圧延法とは比較にならぬ程、
効率が劣る。 また、圧延を実施しても、チタン合金は難加工
材のため、表面疵が発生し易く、α＋β域内の高
目の温度で加熱しても、粗ないし中間圧延列での
表面疵発生を避けることができない。したがつ
て、後工程で全面ピーリングを行なうことが必要
とされるため、その結果歩留り低下と工数増とな
り、効率の低下は免がれない。 かくして本発明の目的は、組織が良好で表面疵
の少ないチタン合金圧延材を製造する方法を提供
することである。 ところで、組織を良好とするには圧延温度を低
くすることが必要であり、一方表面疵は加工温度
が高いほど発生の頻度は低下する。したがつて、
組織を良好にするという要求と表面疵を少なくす
るという要求とは相互に矛盾するものである。 よつて本発明者らは、チタン合金の連続圧延に
ついて鋭意研究した結果、圧延時の加熱温度のコ
ントロールと圧延中における材料温度の制御によ
り、上述のような相矛盾する要求を同時に満足し
表面疵がなく組織の良好なTi合金圧延材を得る
ことに成功した。特に、本発明は表面疵をなくす
るためのβ域加熱と粗列での充分な加工度と、中
間および仕上列におけるα＋β域での充分な加工
度の組合せの臨界性を見い出したことに基づくも
のである。 ここに本発明は、α＋β型チタン合金を分塊圧
延後、1150℃以下のβ域に加熱し、連続式圧延機
によりβ域で鍛錬比３以上の加工を加え、更に連
続的にα＋β域で鍛錬比10以上の加工を加え、必
要により得られた熱間圧延材に等軸晶形成処理を
行な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である。 このように、本発明は、β域加熱圧延を１つの
特徴とするが、加工性の良好なβ域で粗加工する
ことにより、粗加工時の表面疵発生を防止するだ
けでなく、後続のα＋β域加工時の表面疵発生を
抑制する効果がある。 β域での加熱温度を1150℃以下としたのは、余
り高温に加熱するとガス吸収層（いわゆるα−
Case）が生成し、加工性が劣化すること及び、
連続式圧延時の温度制御が困難となり特にα＋β
域での加工度が充分にとれない恐れが生ずるから
である。 鍛錬比は多いほうがα＋β域での表面疵発生防
止に対しては有利であるが、実用上素材寸法に制
約があるため多くとることができない。鍛錬比を
３以上とすることにより実用上充分な表面性状を
得ることが出来る。 さらに、本発明によれば、α＋β域での加工度
が規制されるが、前述のように、連続的にα＋β
域で鍛錬比10以上の加工を加えることが本発明の
さらに１つの特徴である。つまり、１ヒートにて
前半はβ域鍛錬、後半はα＋β域鍛錬とすること
によつて極めて能率よく組織良好なTi合金圧延
材が表面キズもなく製造されるのである。また、
α＋β域での鍛錬比は組織改善に非常に重要な役
割りを果たすのであり、組織的にはα＋β域の鍛
錬比が大きいほどより微細な等軸晶粒を形成する
が、実用上は素材寸法の制約もあり、実用面から
経験的に設定される組織の許容限度を基準として
みた場合、鍛錬比を10以上とすれば充分である。
α＋β域での加工温度を特にここでは制限しない
が、β―トランザヅ直下の温度になると、組織内
に変態β組織が増加し好ましくない。また、加工
温度が約700℃を下廻ると、加工中における結晶
粒界の移動、再結晶等は極端に遅くなるため、後
述する等軸晶形成処理を施こすことで等軸晶化す
ることが好ましい。従つて、α＋β域の加工温度
としては、必ずしもそれに限定されないが、好ま
しくは800−900℃である。 ここで、等軸晶形成処理とは、熱間圧延に続い
て直ちに徐冷、好ましくは炉冷により700℃まで
150℃／hr以下の速度で冷却し、その後室温まで
放冷し、あるいは熱間圧延後800〜950℃の温度に
所定時間、一般には30分以上、好ましくは１時間
以上保持し、さらにあるいは熱間圧延後に700℃
以下までまず放冷し、次いで850〜950℃に保持し
た炉内で再加熱して800〜950℃に所定時間、一般
には30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あり、
かかる処理によつて等軸晶結晶の生成が促進され
る。 熱間圧延材を圧延直後に徐冷するのは、α＋β
域の圧延により蓄積された結晶歪を解放し、等軸
晶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易い700℃以上での保
持時間を充分にとる必要があり、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
では150℃／hr以下での徐冷が必要である。熱間
圧延後800〜950℃に保持することによつても同様
な効果が得られる。 また、熱間圧延材を放冷し、次いで再加熱する
ことにより結晶粒を微細化するためには、800〜
950℃に加熱することが有効である。950℃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微
細化が可能であるが、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軸晶は結晶粒形態が等方的
である結晶であり、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。 本発明を実施するに当つては、一般に多段スタ
ンドの連続圧延が前提であり、β域に加熱後、圧
延を開始することから、圧延途中でα＋β域に温
度が低下するように圧延温度をコントロールする
必要がある。また、加工途中での圧延材からの発
熱もあり、連続圧延機列の適当な部分で水冷等に
よる冷却が必要であり、ロール間での水冷、圧延
直後の水冷又は両者の併用が考えられるが、必ず
しもそれらに制限されるものではない。水冷を採
用する場合、流量調節によつて温度調節を行なつ
てもよい。 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―6Al―4V、Ti―4Al―4Mnであ
り、その他の例としてはTi―8Mn、Ti―5Al―
2.75Cr―1.25Fe、Ti―4Al―4Mo―4V、Ti―4Al
―3Mo―1V等が挙げられる。ただし、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。 次に実施例に関連させて本発明をさらに説明す
る。 実施例 Ti―6Al―4V合金を真空アーク溶解して１ト
ンの鋳塊を溶製し、分塊圧延したのち、皮むきを
行なつて表面疵を除去し、そののち本発明に従つ
て第１表に示す如く、直径130mmおよび53mm角の
ビレツトを製造し、連続孔型圧延材により同じく
第１表に示す仕上圧延速度で直径９mmの丸棒に圧
延した。圧延が高速度で行なわれたため、圧延に
よる温度上昇がみられたので、本発明に従つてロ
ール間および／または圧延直後に水吹付けによる
冷却を行なつた。得られた各圧延機について、後
述の組織判定および表面疵判定を行なつた。圧延
条件および結果を比較例のそれと共に第１表にま
とめて示す。 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。ここでは添付図面に示すように、α＋β等
軸晶組織のものを１級とし、（図ａ参照）、結晶粒
の等方化が進んでいない、即ち加工組織に近いも
のが残つた状態を４級と評価し（図ｄ参照）、そ
の中間段階として加工組織残留度合の高いものと
（図ｃ参照）、この段階の低いもの、すなわち、等
軸晶化の不充分なもの（図ｂ参照）、の２段階に
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、３〜４級は改善を要する組織であ
る。 表面疵の判定は、製品表面を目視検査し、表面
疵を検出した時には、その部分をグラインダーで
研削して疵深さを測定する。疵深さに応じて、第
２表に示すように１級ないし、４級に分類する。
造方法、特に多段スタンドの連続圧延による組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法に関する。 チタン合金は比強度（重さに対する強さの比）
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、高信
頼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、単に高強度である
だけでは不充分で、特に線ま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、こ
の延性の改善には、均一且つ微細な組織であるこ
とが必須である。 ところで、チタン合金材は難加工材の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、鍛造材については特開昭51―77385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
る限り製造条件に関する報告例は見当らない。 ちなみに、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域またはα域まで冷却することにより行なわ
れ、それにより組織の微細化を図つている。 しかしながら、チタン合金の中丸ないし小棒を
鍛造により製造した場合、鍛造長手方向の組織の
バラツキ、断面内での部位による組織のバラツキ
など鍛造方法固有の基本的な問題を伴なう。また
生産効率の点でも、数回の繰返し加熱鍛造を行な
うということから、圧延法とは比較にならぬ程、
効率が劣る。 また、圧延を実施しても、チタン合金は難加工
材のため、表面疵が発生し易く、α＋β域内の高
目の温度で加熱しても、粗ないし中間圧延列での
表面疵発生を避けることができない。したがつ
て、後工程で全面ピーリングを行なうことが必要
とされるため、その結果歩留り低下と工数増とな
り、効率の低下は免がれない。 かくして本発明の目的は、組織が良好で表面疵
の少ないチタン合金圧延材を製造する方法を提供
することである。 ところで、組織を良好とするには圧延温度を低
くすることが必要であり、一方表面疵は加工温度
が高いほど発生の頻度は低下する。したがつて、
組織を良好にするという要求と表面疵を少なくす
るという要求とは相互に矛盾するものである。 よつて本発明者らは、チタン合金の連続圧延に
ついて鋭意研究した結果、圧延時の加熱温度のコ
ントロールと圧延中における材料温度の制御によ
り、上述のような相矛盾する要求を同時に満足し
表面疵がなく組織の良好なTi合金圧延材を得る
ことに成功した。特に、本発明は表面疵をなくす
るためのβ域加熱と粗列での充分な加工度と、中
間および仕上列におけるα＋β域での充分な加工
度の組合せの臨界性を見い出したことに基づくも
のである。 ここに本発明は、α＋β型チタン合金を分塊圧
延後、1150℃以下のβ域に加熱し、連続式圧延機
によりβ域で鍛錬比３以上の加工を加え、更に連
続的にα＋β域で鍛錬比10以上の加工を加え、必
要により得られた熱間圧延材に等軸晶形成処理を
行な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である。 このように、本発明は、β域加熱圧延を１つの
特徴とするが、加工性の良好なβ域で粗加工する
ことにより、粗加工時の表面疵発生を防止するだ
けでなく、後続のα＋β域加工時の表面疵発生を
抑制する効果がある。 β域での加熱温度を1150℃以下としたのは、余
り高温に加熱するとガス吸収層（いわゆるα−
Case）が生成し、加工性が劣化すること及び、
連続式圧延時の温度制御が困難となり特にα＋β
域での加工度が充分にとれない恐れが生ずるから
である。 鍛錬比は多いほうがα＋β域での表面疵発生防
止に対しては有利であるが、実用上素材寸法に制
約があるため多くとることができない。鍛錬比を
３以上とすることにより実用上充分な表面性状を
得ることが出来る。 さらに、本発明によれば、α＋β域での加工度
が規制されるが、前述のように、連続的にα＋β
域で鍛錬比10以上の加工を加えることが本発明の
さらに１つの特徴である。つまり、１ヒートにて
前半はβ域鍛錬、後半はα＋β域鍛錬とすること
によつて極めて能率よく組織良好なTi合金圧延
材が表面キズもなく製造されるのである。また、
α＋β域での鍛錬比は組織改善に非常に重要な役
割りを果たすのであり、組織的にはα＋β域の鍛
錬比が大きいほどより微細な等軸晶粒を形成する
が、実用上は素材寸法の制約もあり、実用面から
経験的に設定される組織の許容限度を基準として
みた場合、鍛錬比を10以上とすれば充分である。
α＋β域での加工温度を特にここでは制限しない
が、β―トランザヅ直下の温度になると、組織内
に変態β組織が増加し好ましくない。また、加工
温度が約700℃を下廻ると、加工中における結晶
粒界の移動、再結晶等は極端に遅くなるため、後
述する等軸晶形成処理を施こすことで等軸晶化す
ることが好ましい。従つて、α＋β域の加工温度
としては、必ずしもそれに限定されないが、好ま
しくは800−900℃である。 ここで、等軸晶形成処理とは、熱間圧延に続い
て直ちに徐冷、好ましくは炉冷により700℃まで
150℃／hr以下の速度で冷却し、その後室温まで
放冷し、あるいは熱間圧延後800〜950℃の温度に
所定時間、一般には30分以上、好ましくは１時間
以上保持し、さらにあるいは熱間圧延後に700℃
以下までまず放冷し、次いで850〜950℃に保持し
た炉内で再加熱して800〜950℃に所定時間、一般
には30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あり、
かかる処理によつて等軸晶結晶の生成が促進され
る。 熱間圧延材を圧延直後に徐冷するのは、α＋β
域の圧延により蓄積された結晶歪を解放し、等軸
晶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易い700℃以上での保
持時間を充分にとる必要があり、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
では150℃／hr以下での徐冷が必要である。熱間
圧延後800〜950℃に保持することによつても同様
な効果が得られる。 また、熱間圧延材を放冷し、次いで再加熱する
ことにより結晶粒を微細化するためには、800〜
950℃に加熱することが有効である。950℃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微
細化が可能であるが、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軸晶は結晶粒形態が等方的
である結晶であり、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。 本発明を実施するに当つては、一般に多段スタ
ンドの連続圧延が前提であり、β域に加熱後、圧
延を開始することから、圧延途中でα＋β域に温
度が低下するように圧延温度をコントロールする
必要がある。また、加工途中での圧延材からの発
熱もあり、連続圧延機列の適当な部分で水冷等に
よる冷却が必要であり、ロール間での水冷、圧延
直後の水冷又は両者の併用が考えられるが、必ず
しもそれらに制限されるものではない。水冷を採
用する場合、流量調節によつて温度調節を行なつ
てもよい。 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―6Al―4V、Ti―4Al―4Mnであ
り、その他の例としてはTi―8Mn、Ti―5Al―
2.75Cr―1.25Fe、Ti―4Al―4Mo―4V、Ti―4Al
―3Mo―1V等が挙げられる。ただし、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。 次に実施例に関連させて本発明をさらに説明す
る。 実施例 Ti―6Al―4V合金を真空アーク溶解して１ト
ンの鋳塊を溶製し、分塊圧延したのち、皮むきを
行なつて表面疵を除去し、そののち本発明に従つ
て第１表に示す如く、直径130mmおよび53mm角の
ビレツトを製造し、連続孔型圧延材により同じく
第１表に示す仕上圧延速度で直径９mmの丸棒に圧
延した。圧延が高速度で行なわれたため、圧延に
よる温度上昇がみられたので、本発明に従つてロ
ール間および／または圧延直後に水吹付けによる
冷却を行なつた。得られた各圧延機について、後
述の組織判定および表面疵判定を行なつた。圧延
条件および結果を比較例のそれと共に第１表にま
とめて示す。 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。ここでは添付図面に示すように、α＋β等
軸晶組織のものを１級とし、（図ａ参照）、結晶粒
の等方化が進んでいない、即ち加工組織に近いも
のが残つた状態を４級と評価し（図ｄ参照）、そ
の中間段階として加工組織残留度合の高いものと
（図ｃ参照）、この段階の低いもの、すなわち、等
軸晶化の不充分なもの（図ｂ参照）、の２段階に
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、３〜４級は改善を要する組織であ
る。 表面疵の判定は、製品表面を目視検査し、表面
疵を検出した時には、その部分をグラインダーで
研削して疵深さを測定する。疵深さに応じて、第
２表に示すように１級ないし、４級に分類する。
【表】
１〜２級は実用に耐える組織であり、３〜４級
はさらに手入れを要する程度である。
はさらに手入れを要する程度である。
【表】
表中、例ＡないしＩは本発明例を示し、例Ｊな
いしＯは比較例を示す。例ＨおよびＩはそれぞれ
例ＣおよびＤで示す例によつて得られた熱間圧延
材（それぞれＣ材およびＤ材と表示する）に等軸
晶形成処理を施した例を示すものである。 本発明例では、前述の組織判定および表面疵判
定がいずれも１または２と満足のゆくものであつ
た。 しかしながら例Ｊが示すように、α＋β域の鍛
錬比が10未満のときは組織の微細化が十分でな
く、一方例ＫおよびＬが示すようにα＋β域での
圧延のみを行なつた場合には、表面疵の発生は免
がれない。 連続圧延の場合、組織を良好とするためにはα
＋β域での加熱圧延が一般的に考えられるが、そ
の場合全体の材料温度が低いこと及び形状の関係
からコーナー部分がより低くなることのため、圧
延中その部分は引張りを受け、もともと２相混合
域で変形態が劣るため表面疵を生ずるものと考え
られる。また、例Ｍ、Ｎが示すようにα＋β域で
圧延を開始し、圧延途中で昇温した場合、例Ｍの
ようにβ域まで昇温すると、表面疵の発生は少な
くなるが、いずれの例にあつても組織の劣化は防
止できない。例Ｏは加熱温度が本発明の規定する
温度より高い場合を示すものである。 以上のように、本発明にあつては、熱間圧延に
先立つて、β域加熱を行ない材料温度を高め一相
組織とすることにより粗圧延ないし中間圧延での
表面疵発生を防止し、次いで鍛錬比を高めた後、
中間圧延ないし仕上圧延をα＋β域で行ない得る
ように制御冷却する。その結果、第１表に示す如
く、β域のかなり高い温度に加熱し圧延しても、
制御冷却と組合せることで、組織および、表面疵
の双方が共に良好なTi合金圧延材を得ることに
成功した。比較例で示されるように、本発明の範
囲を外れる限り、これらの条件を種々変えても、
組織ときずの両者を同時に実用上差支えないレベ
ルで満足することは困難なことである。
いしＯは比較例を示す。例ＨおよびＩはそれぞれ
例ＣおよびＤで示す例によつて得られた熱間圧延
材（それぞれＣ材およびＤ材と表示する）に等軸
晶形成処理を施した例を示すものである。 本発明例では、前述の組織判定および表面疵判
定がいずれも１または２と満足のゆくものであつ
た。 しかしながら例Ｊが示すように、α＋β域の鍛
錬比が10未満のときは組織の微細化が十分でな
く、一方例ＫおよびＬが示すようにα＋β域での
圧延のみを行なつた場合には、表面疵の発生は免
がれない。 連続圧延の場合、組織を良好とするためにはα
＋β域での加熱圧延が一般的に考えられるが、そ
の場合全体の材料温度が低いこと及び形状の関係
からコーナー部分がより低くなることのため、圧
延中その部分は引張りを受け、もともと２相混合
域で変形態が劣るため表面疵を生ずるものと考え
られる。また、例Ｍ、Ｎが示すようにα＋β域で
圧延を開始し、圧延途中で昇温した場合、例Ｍの
ようにβ域まで昇温すると、表面疵の発生は少な
くなるが、いずれの例にあつても組織の劣化は防
止できない。例Ｏは加熱温度が本発明の規定する
温度より高い場合を示すものである。 以上のように、本発明にあつては、熱間圧延に
先立つて、β域加熱を行ない材料温度を高め一相
組織とすることにより粗圧延ないし中間圧延での
表面疵発生を防止し、次いで鍛錬比を高めた後、
中間圧延ないし仕上圧延をα＋β域で行ない得る
ように制御冷却する。その結果、第１表に示す如
く、β域のかなり高い温度に加熱し圧延しても、
制御冷却と組合せることで、組織および、表面疵
の双方が共に良好なTi合金圧延材を得ることに
成功した。比較例で示されるように、本発明の範
囲を外れる限り、これらの条件を種々変えても、
組織ときずの両者を同時に実用上差支えないレベ
ルで満足することは困難なことである。
添付図面は、等軸晶組織の判定基準を示す結晶
組織の模式図であり、図ａ，ｂ，ｃおよびｄはそ
れぞれ１級、２級、３級および４級の各等級の組
織に相当する。
組織の模式図であり、図ａ，ｂ，ｃおよびｄはそ
れぞれ１級、２級、３級および４級の各等級の組
織に相当する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ α＋β型チタン合金を分塊圧延後、1150℃以
下のβ域に加熱し、連続式圧延機によりβ域で鍛
錬比３以上の加工を加え、更に連続的にα＋β域
で鍛錬比10以上の加工を加えることを特徴とす
る、組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法。 ２ α＋β型チタン合金を分塊圧延後、1150℃以
下のβ域に加熱し、連続式圧延機によりβ域で鍛
錬比３以上の加工を加え、更に連続的にα＋β域
で鍛錬比10以上の加工を加え、次いで、得られた
熱間圧延材に等軸晶形成処理を行なうことを特徴
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 |
|---|---|---|---|
| JP19632481A JPS58100663A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP19632481A JPS58100663A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 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 |
|---|---|
| JPS58100663A JPS58100663A (ja) | 1983-06-15 |
| JPS646268B2 true JPS646268B2 (ja) | 1989-02-02 |
Family
ID=16355920
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19632481A Granted JPS58100663A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 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) | JPS58100663A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6086256A (ja) * | 1983-10-15 | 1985-05-15 | Kobe Steel Ltd | チタン合金の熱処理方法 |
| US5074907A (en) * | 1989-08-16 | 1991-12-24 | General Electric Company | Method for developing enhanced texture in titanium alloys, and articles made thereby |
| JPH03193850A (ja) * | 1989-12-22 | 1991-08-23 | Nippon Steel Corp | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 |
| CN102230145B (zh) * | 2011-06-20 | 2012-07-04 | 西部钛业有限责任公司 | 一种tc25两相钛合金大规格棒材的制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS531617A (en) * | 1976-06-28 | 1978-01-09 | Kobe Steel Ltd | Production of forged product of titanium alloy |
-
1981
- 1981-12-08 JP JP19632481A patent/JPS58100663A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58100663A (ja) | 1983-06-15 |
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