JPH08295969A - 超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法 - Google Patents
超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法Info
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- JPH08295969A JPH08295969A JP10583395A JP10583395A JPH08295969A JP H08295969 A JPH08295969 A JP H08295969A JP 10583395 A JP10583395 A JP 10583395A JP 10583395 A JP10583395 A JP 10583395A JP H08295969 A JPH08295969 A JP H08295969A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】本発明は、V,Mo, のような高価な合金元素や加
工性を損なうAlを含有することなく N,O,Fe,Ni,Cr の含
有量を酸素等価量値を用いて調整すると共に、粒径を20
μｍ以下に調整し、室温での高強度、高延性と比較的低
温での超塑性発現を兼ね備えた、安価なチタン材及びそ
の製造方法を提供する。 【構成】Fe:0.8〜2.3 wt% かつ、N:0.05% 以下にすると
共に、酸素等価量値Q=[O]+2.77[N]+0.1[Fe]:0.45〜1.00
の範囲になるようにし、残部実質的にTiからなるTi合金
であって、粒径が20μｍ以下の等軸α＋β組織からなる
超塑性成形に適した高強度チタン合金。上記Ｆｅの一部
はCr及び／或いはNiで代替できる。なお、本発明材はパ
ック圧延及び冷延で製造できる。
工性を損なうAlを含有することなく N,O,Fe,Ni,Cr の含
有量を酸素等価量値を用いて調整すると共に、粒径を20
μｍ以下に調整し、室温での高強度、高延性と比較的低
温での超塑性発現を兼ね備えた、安価なチタン材及びそ
の製造方法を提供する。 【構成】Fe:0.8〜2.3 wt% かつ、N:0.05% 以下にすると
共に、酸素等価量値Q=[O]+2.77[N]+0.1[Fe]:0.45〜1.00
の範囲になるようにし、残部実質的にTiからなるTi合金
であって、粒径が20μｍ以下の等軸α＋β組織からなる
超塑性成形に適した高強度チタン合金。上記Ｆｅの一部
はCr及び／或いはNiで代替できる。なお、本発明材はパ
ック圧延及び冷延で製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＶ，Ｍｏなどの高価な合
金元素を含有せず、また熱間加工性を低下させるＡｌを
含まず、室温で高強度、高延性を示し、かつ、超塑性成
形性に優れたチタン合金およびチタン合金板の製造方法
に関するものである。
金元素を含有せず、また熱間加工性を低下させるＡｌを
含まず、室温で高強度、高延性を示し、かつ、超塑性成
形性に優れたチタン合金およびチタン合金板の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】室温で高強度を示す合金は、高い変形応
力とそれに伴う延性低下のため、一般には室温（冷間）
での精密な成形が困難である。α＋β型チタン合金のい
くつかは、β変態点以下のある特定温度域で１０-4〜１
０-3/s-1の歪速度で超塑性を示すものがあり、場合によ
っては拡散接合と組合わせ、熱間での精密形状への成形
に利用されてきた。
力とそれに伴う延性低下のため、一般には室温（冷間）
での精密な成形が困難である。α＋β型チタン合金のい
くつかは、β変態点以下のある特定温度域で１０-4〜１
０-3/s-1の歪速度で超塑性を示すものがあり、場合によ
っては拡散接合と組合わせ、熱間での精密形状への成形
に利用されてきた。
【０００３】超塑性は引張応力下でも絞れず低変形応力
で数百、場合によっては１０００％の伸びを示す現象で
あり、α＋β型チタン合金の代表的な合金であるＴｉ−
６Ａｌ−４Ｖで等軸細粒組織を持つ材料では、室温で１
０００MPa クラスの高強度、１０％以上の高延性を有
し、９００℃近傍（β変態点（約1000℃)-100 ℃）で超
塑性を示す。しかし、この材料は超塑性温度が高いた
め、高エネルギーを要し、かつ、金型や成形設備の寿命
が短くなること、さらに高価なＶを使用しているために
材料費が高い，熱間加工性が悪く薄肉化に多大のコスト
を要する等の問題がある。
で数百、場合によっては１０００％の伸びを示す現象で
あり、α＋β型チタン合金の代表的な合金であるＴｉ−
６Ａｌ−４Ｖで等軸細粒組織を持つ材料では、室温で１
０００MPa クラスの高強度、１０％以上の高延性を有
し、９００℃近傍（β変態点（約1000℃)-100 ℃）で超
塑性を示す。しかし、この材料は超塑性温度が高いた
め、高エネルギーを要し、かつ、金型や成形設備の寿命
が短くなること、さらに高価なＶを使用しているために
材料費が高い，熱間加工性が悪く薄肉化に多大のコスト
を要する等の問題がある。
【０００４】より低温での超塑性を発現するために、Ｔ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖに１〜２％のＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ
などβ安定化元素を添加し、変態点を下げ、超塑性発現
温度を８００℃程度まで下げることが提案されている
が、材料費は依然として高い。
ｉ−６Ａｌ−４Ｖに１〜２％のＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ
などβ安定化元素を添加し、変態点を下げ、超塑性発現
温度を８００℃程度まで下げることが提案されている
が、材料費は依然として高い。
【０００５】その他超塑性を示す材料として６％を超え
るＡｌと、含有量を低減したＶの他に、Ｓｎ，Ｚｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｆｅ並びに酸素等を含む多元合金が特開昭６
４−３９３３６号公報及び特開昭６４−３９３３７号公
報に開示されている。しかし、この材料も合金が多く複
雑で溶解管理が難しく、また、高Ａｌ含有ゆえ熱間加工
性が悪いと共に、Ｖ，Ｍｏを含有することでコストを高
くしている。
るＡｌと、含有量を低減したＶの他に、Ｓｎ，Ｚｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｆｅ並びに酸素等を含む多元合金が特開昭６
４−３９３３６号公報及び特開昭６４−３９３３７号公
報に開示されている。しかし、この材料も合金が多く複
雑で溶解管理が難しく、また、高Ａｌ含有ゆえ熱間加工
性が悪いと共に、Ｖ，Ｍｏを含有することでコストを高
くしている。
【０００６】さらに、特開平１−９２３３２号公報、特
開平１−９２３３３号公報、特開平１−１０４７３５号
公報や特開平２−１７３２３４号公報には、５．５〜
６．７５％ＡｌにＶ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏを添加し
た超塑性を有する材料を提案しているが、上記公報に開
示の材料と同様の問題が残る。
開平１−９２３３３号公報、特開平１−１０４７３５号
公報や特開平２−１７３２３４号公報には、５．５〜
６．７５％ＡｌにＶ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏを添加し
た超塑性を有する材料を提案しているが、上記公報に開
示の材料と同様の問題が残る。
【０００７】これに対して、ＡｌやＶを含まず、酸素或
いは窒素の侵入型強化元素を活用した低合金チタン材が
提案されている。例えば、特開昭６１−１５９５６３号
公報には、酸素量を０．４〜０．６wt％含有させ、か
つ、据え込み鍛造や強加工などの複雑な鍛造成形を行っ
て高強度化を図っている。また、特開平１−２５２７４
７号公報には、Ｆｅ：０．１〜０．８重量％を含有する
と共に、酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋
０．１［Ｆｅ］が０．３５〜１．０になるように各元素
の含有量（重量％）を規定し、かつ、Ｎは実施例に明記
されているように０．０５％以上含有せしめ、α＋β二
相等軸相状もしくはラメラー相状細粒組織を示し６５kg
f/mm2 以上の引張強さを有するチタン材を得ることが記
載されている。しかし、超塑性に関しての技術開示はな
されていない。
いは窒素の侵入型強化元素を活用した低合金チタン材が
提案されている。例えば、特開昭６１−１５９５６３号
公報には、酸素量を０．４〜０．６wt％含有させ、か
つ、据え込み鍛造や強加工などの複雑な鍛造成形を行っ
て高強度化を図っている。また、特開平１−２５２７４
７号公報には、Ｆｅ：０．１〜０．８重量％を含有する
と共に、酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋
０．１［Ｆｅ］が０．３５〜１．０になるように各元素
の含有量（重量％）を規定し、かつ、Ｎは実施例に明記
されているように０．０５％以上含有せしめ、α＋β二
相等軸相状もしくはラメラー相状細粒組織を示し６５kg
f/mm2 以上の引張強さを有するチタン材を得ることが記
載されている。しかし、超塑性に関しての技術開示はな
されていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述したよ
うにＶ，Ｍｏのような高価元素やな、Ａｌのような熱間
加工性を害する元素を全く含有することなく、窒素，酸
素，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの含有量や、これらの量を規制す
る酸素等価量値を調整して、室温での強度、延性を高
め、かつ、組織を微細調整して比較的低温でも超塑性が
発現し得る安価な高強度、高延性チタン材及びその製造
方法を提供することを目的とする。
うにＶ，Ｍｏのような高価元素やな、Ａｌのような熱間
加工性を害する元素を全く含有することなく、窒素，酸
素，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの含有量や、これらの量を規制す
る酸素等価量値を調整して、室温での強度、延性を高
め、かつ、組織を微細調整して比較的低温でも超塑性が
発現し得る安価な高強度、高延性チタン材及びその製造
方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、下記の構成を要旨とする。すなわち、(1)
Ｆｅ含有量を０．８〜２．３重量％、かつ、窒素含有量
を０．０５重量％以下にすると共に、酸素等価量値Ｑ＝
［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１［Ｆｅ］が０．４５〜
１．００の範囲になるようにし、残部実質的にチタンか
らなるチタン合金であって、粒径が２０μｍ以下の等軸
α＋β組織からなることを特徴とする超塑性成形に適し
た高強度チタン合金であり、(2)Ｆｅと少なくとも１種
のＣｒ及びＮｉを総量で０．８〜２．３重量％含有し、
ただし、Ｎｉ或いはＣｒは０．２５重量％以下であり、
かつ、窒素含有量を０．０５重量％以下にすると共に、
酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１
（［Ｆｅ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）が０．４５〜１．０
０の範囲になるようにし、残部実質的にチタンからなる
チタン合金であって、粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β
組織からなることを特徴とする超塑性成形に適した高強
度チタン合金、及び (3)粒径が６μｍ以下の等軸α＋β
組織からなることを特徴とする前項(1) 或いは(2) 記載
の超塑性成形に適した高強度チタン合金、さらに(4)前
項(1) 或いは(2) 記載の成分を有するチタン合金鋳塊
を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、酸洗後或いは焼鈍
後酸洗した前記板を複数枚重ね、その周囲をステンレス
等の耐熱鋼で真空にパックし、これを加熱後３０％以上
の圧下率で再熱間圧延してから剥離し焼鈍することによ
り、粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β組織からなるよう
にすることを特徴とする超塑性成形に適した高強度チタ
ン合金薄手熱延板の製造方法であり、(5)複数枚重ねた
各板の間に離型材を塗布し、その後の熱間圧延を、圧延
方向及びそれと直交する方向に圧下するクロス圧延で実
施することを特徴とする前項(4) 記載の超塑性成形に適
した高強度チタン合金薄手熱延板の製造方法、また(6)
前項(1) 或いは(2) 記載の成分を有するチタン合金鋳塊
を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、酸洗或いは焼鈍後
酸洗した前記板を圧下率２０〜８０％で冷間圧延してさ
らに焼鈍することにより、粒径が２０μｍ以下の等軸α
＋β組織からなるようにすることを特徴とする超塑性成
形に適した高強度チタン合金薄板の製造方法である。
に本発明は、下記の構成を要旨とする。すなわち、(1)
Ｆｅ含有量を０．８〜２．３重量％、かつ、窒素含有量
を０．０５重量％以下にすると共に、酸素等価量値Ｑ＝
［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１［Ｆｅ］が０．４５〜
１．００の範囲になるようにし、残部実質的にチタンか
らなるチタン合金であって、粒径が２０μｍ以下の等軸
α＋β組織からなることを特徴とする超塑性成形に適し
た高強度チタン合金であり、(2)Ｆｅと少なくとも１種
のＣｒ及びＮｉを総量で０．８〜２．３重量％含有し、
ただし、Ｎｉ或いはＣｒは０．２５重量％以下であり、
かつ、窒素含有量を０．０５重量％以下にすると共に、
酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１
（［Ｆｅ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）が０．４５〜１．０
０の範囲になるようにし、残部実質的にチタンからなる
チタン合金であって、粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β
組織からなることを特徴とする超塑性成形に適した高強
度チタン合金、及び (3)粒径が６μｍ以下の等軸α＋β
組織からなることを特徴とする前項(1) 或いは(2) 記載
の超塑性成形に適した高強度チタン合金、さらに(4)前
項(1) 或いは(2) 記載の成分を有するチタン合金鋳塊
を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、酸洗後或いは焼鈍
後酸洗した前記板を複数枚重ね、その周囲をステンレス
等の耐熱鋼で真空にパックし、これを加熱後３０％以上
の圧下率で再熱間圧延してから剥離し焼鈍することによ
り、粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β組織からなるよう
にすることを特徴とする超塑性成形に適した高強度チタ
ン合金薄手熱延板の製造方法であり、(5)複数枚重ねた
各板の間に離型材を塗布し、その後の熱間圧延を、圧延
方向及びそれと直交する方向に圧下するクロス圧延で実
施することを特徴とする前項(4) 記載の超塑性成形に適
した高強度チタン合金薄手熱延板の製造方法、また(6)
前項(1) 或いは(2) 記載の成分を有するチタン合金鋳塊
を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、酸洗或いは焼鈍後
酸洗した前記板を圧下率２０〜８０％で冷間圧延してさ
らに焼鈍することにより、粒径が２０μｍ以下の等軸α
＋β組織からなるようにすることを特徴とする超塑性成
形に適した高強度チタン合金薄板の製造方法である。
【００１０】
【作用】以下本発明を詳細に説明する。上述のような構
成にすることにより本発明は超塑性の発現と室温におけ
る高い強度・延性を両立させる。超塑性は体積比率でα
相：β相比が４０：６０〜６０：４０となる等軸細粒組
織であると発現しやすいことが知られている。この場
合、この様なα相：β相比が３０℃以上の温度範囲
（幅）に亘って存在しなければ、すなわち狭い温度範囲
でしか超塑性を示さないと管理が困難であり、超塑性成
形加工を工業的に適用するのが難しくなる。
成にすることにより本発明は超塑性の発現と室温におけ
る高い強度・延性を両立させる。超塑性は体積比率でα
相：β相比が４０：６０〜６０：４０となる等軸細粒組
織であると発現しやすいことが知られている。この場
合、この様なα相：β相比が３０℃以上の温度範囲
（幅）に亘って存在しなければ、すなわち狭い温度範囲
でしか超塑性を示さないと管理が困難であり、超塑性成
形加工を工業的に適用するのが難しくなる。
【００１１】この様な効果を奏するために本発明はＦｅ
を添加する。すなわち、Ｆｅはβ相を安定化すると共に
をα＋β２相温度領域を拡大する役割を果たし、０．８
重量％（以下単に％で表す）以上添加すると超塑性を示
す温度幅を３０℃以上の範囲に亘って保持することが可
能となる。しかし、過剰に添加すると、すなわち２．３
％を超えると凝固偏析が起こり、そのため室温での延性
が低下する。したがって本発明ではＦｅの含有量を０．
８〜２．３％に限定する。
を添加する。すなわち、Ｆｅはβ相を安定化すると共に
をα＋β２相温度領域を拡大する役割を果たし、０．８
重量％（以下単に％で表す）以上添加すると超塑性を示
す温度幅を３０℃以上の範囲に亘って保持することが可
能となる。しかし、過剰に添加すると、すなわち２．３
％を超えると凝固偏析が起こり、そのため室温での延性
が低下する。したがって本発明ではＦｅの含有量を０．
８〜２．３％に限定する。
【００１２】また、超塑性を発現し易くするために２０
μｍ以下の等軸細粒にする。特に６μｍ以下の等軸細粒
にすることにより、大きい超塑性伸びが得られる。
μｍ以下の等軸細粒にする。特に６μｍ以下の等軸細粒
にすることにより、大きい超塑性伸びが得られる。
【００１３】本発明において室温での主相であるα相の
強化には酸素，窒素を用いる。通常チタン合金の強化元
素として用いられるＡｌに比べて酸素，窒素は安価であ
り、しかも、侵入型の元素（Ａｌは置換型）であってチ
タン結晶格子中に侵入するため、格子間隔が大きくなる
高温では動きやすく、強化能が低下し加工性が良くなる
ばかりか、超塑性変形中の変形応力も下がり超塑性も発
生しやすい。ただしＦｅ：０．８〜２．３％含有する本
発明は、並存する窒素の添加量を制限する必要がある。
すなわちＦｅのこの範囲で、窒素を０．０５％を超えて
添加すると延性が低下するので０．０５％以下に限定す
る。
強化には酸素，窒素を用いる。通常チタン合金の強化元
素として用いられるＡｌに比べて酸素，窒素は安価であ
り、しかも、侵入型の元素（Ａｌは置換型）であってチ
タン結晶格子中に侵入するため、格子間隔が大きくなる
高温では動きやすく、強化能が低下し加工性が良くなる
ばかりか、超塑性変形中の変形応力も下がり超塑性も発
生しやすい。ただしＦｅ：０．８〜２．３％含有する本
発明は、並存する窒素の添加量を制限する必要がある。
すなわちＦｅのこの範囲で、窒素を０．０５％を超えて
添加すると延性が低下するので０．０５％以下に限定す
る。
【００１４】一方、酸素，窒素の増量のみによる固溶強
化では、強度は向上するが延性は下がる。しかし、窒素
を０．０５％以下にしてＦｅを０．８％以上添加すると
展延性に富むβ相の量が増加して延性を低下させること
がないと共に、酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７
［Ｎ］＋０．１［Ｆｅ］を設定し、酸素，窒素及びＦｅ
の含有量を調整することにより、本発明が目標とする室
温での引張強さ７５０MPam以上、伸び１５％以上という
特性が得られる。
化では、強度は向上するが延性は下がる。しかし、窒素
を０．０５％以下にしてＦｅを０．８％以上添加すると
展延性に富むβ相の量が増加して延性を低下させること
がないと共に、酸素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７
［Ｎ］＋０．１［Ｆｅ］を設定し、酸素，窒素及びＦｅ
の含有量を調整することにより、本発明が目標とする室
温での引張強さ７５０MPam以上、伸び１５％以上という
特性が得られる。
【００１５】このような特性を有する材料にするため
の、酸素等価量値Ｑは０．４５〜１．００とする。Ｑを
０．４５以上にしたのは７５０MPa 以上の引張強さを得
るためであり、上限を１．００としたのはこれを超える
と高い室温強度は得られるものの、延性が低下し伸び１
５％以上を得るのが困難になるからである。なお、酸素
等価量値Ｑの式中における［Ｎ］，［Ｆｅ］の係数は、
酸素の単位重量％当たりの固溶体強化による強化能との
比を意味し、［］内元素は該元素の含有量（重量％）を
表す。
の、酸素等価量値Ｑは０．４５〜１．００とする。Ｑを
０．４５以上にしたのは７５０MPa 以上の引張強さを得
るためであり、上限を１．００としたのはこれを超える
と高い室温強度は得られるものの、延性が低下し伸び１
５％以上を得るのが困難になるからである。なお、酸素
等価量値Ｑの式中における［Ｎ］，［Ｆｅ］の係数は、
酸素の単位重量％当たりの固溶体強化による強化能との
比を意味し、［］内元素は該元素の含有量（重量％）を
表す。
【００１６】なお、Ｆｅはβ変態点を下げ、酸素，窒素
は変態点を上げる効果はあるが、上記本発明の組成範囲
ではβ変態点は８６６〜９６６℃であり、超塑性は粒径
２０μｍの等軸細粒であれば実施例にも示すように、７
５０〜９００℃の範囲で起こり、これは最も汎用なＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖより相対的に低い温度である。
は変態点を上げる効果はあるが、上記本発明の組成範囲
ではβ変態点は８６６〜９６６℃であり、超塑性は粒径
２０μｍの等軸細粒であれば実施例にも示すように、７
５０〜９００℃の範囲で起こり、これは最も汎用なＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖより相対的に低い温度である。
【００１７】本発明において、Ｆｅの効果はその一部を
Ｎｉ，Ｃｒの何れか又は両方で代替させることができ
る。すなわち、ＮｉおよびＣｒは、Ｆｅと同様にβ相安
定化元素であり、強度，延性，超塑性特性の向上に役立
つ。（Ｆｅ＋Ｎｉ＋Ｃｒ）の Total含有量はＦｅ単独と
同様に０．８〜２．３％の範囲とする。０．８％以上含
有させないと超塑性に適したα：β比がえられず、また
２．３を超えると凝固偏析が激しく特性を劣化するから
である。ただしこの場合、Ｎｉ或いはＣｒが多量になる
と脆い化合物であるＴｉ2 Ｎｉ或いはＴｉＣｒ2 が生成
し、室温延性を低下させるためＮｉ，Ｃｒの各々を０．
２５％以下にし、Ｆｅを０．３％以上とすることが好ま
しい。
Ｎｉ，Ｃｒの何れか又は両方で代替させることができ
る。すなわち、ＮｉおよびＣｒは、Ｆｅと同様にβ相安
定化元素であり、強度，延性，超塑性特性の向上に役立
つ。（Ｆｅ＋Ｎｉ＋Ｃｒ）の Total含有量はＦｅ単独と
同様に０．８〜２．３％の範囲とする。０．８％以上含
有させないと超塑性に適したα：β比がえられず、また
２．３を超えると凝固偏析が激しく特性を劣化するから
である。ただしこの場合、Ｎｉ或いはＣｒが多量になる
と脆い化合物であるＴｉ2 Ｎｉ或いはＴｉＣｒ2 が生成
し、室温延性を低下させるためＮｉ，Ｃｒの各々を０．
２５％以下にし、Ｆｅを０．３％以上とすることが好ま
しい。
【００１８】その他不純物としてＣ，Ｈ，Ｍｏ，Ｍｎ，
Ｓｉ，Ｓなどを含有するが、その含有量は各々０．０５
％未満とする。
Ｓｉ，Ｓなどを含有するが、その含有量は各々０．０５
％未満とする。
【００１９】一般に本合金は、他のα＋β型チタン合金
と同様、β変態点以下の２相温度域で強加工を行いその
後α＋β温度域で焼鈍することにより、等軸微細組織を
得ることができるが、完全な等軸微細組織（２０μｍ以
下の粒子）でしかも超塑性成形に適した薄手板とするに
は次の方法を採用することができる。すなわち、上記し
た成分を有するチタン合金鋳塊を、鍛造或いは鍛造と熱
間圧延をして板とし、酸洗後或いは焼鈍（α＋β温度
域）後酸洗した前記板を複数枚重ね、必要あれば各板間
に離型材を塗布しておき、その周囲をステンレス等の耐
熱鋼で被覆して内部を真空にひき、このパックを当該合
金のβ変態点−２００℃以上β変態点以下、或いはβ変
態点近傍のα＋β二相域温度に加熱した後、３０％以上
の圧下率で所望の板厚になるように圧延を行う。ここで
材質の異方性を減ずるには、前記板の圧延方向及びその
交叉方向に圧延するクロス圧延を行うことが好ましい。
圧延後各板を剥離しα＋β二相域で焼鈍を行うことによ
り所望の厚さを有し、２０μｍ以下の等軸細粒α＋β組
織を持つ超塑性成形に適した高強度チタン合金板が得ら
れる。なお、３０％以上の圧下率での圧延をすることと
したが、これ以上の圧下率で再圧延しないと完全な等軸
微細組織が得られない。
と同様、β変態点以下の２相温度域で強加工を行いその
後α＋β温度域で焼鈍することにより、等軸微細組織を
得ることができるが、完全な等軸微細組織（２０μｍ以
下の粒子）でしかも超塑性成形に適した薄手板とするに
は次の方法を採用することができる。すなわち、上記し
た成分を有するチタン合金鋳塊を、鍛造或いは鍛造と熱
間圧延をして板とし、酸洗後或いは焼鈍（α＋β温度
域）後酸洗した前記板を複数枚重ね、必要あれば各板間
に離型材を塗布しておき、その周囲をステンレス等の耐
熱鋼で被覆して内部を真空にひき、このパックを当該合
金のβ変態点−２００℃以上β変態点以下、或いはβ変
態点近傍のα＋β二相域温度に加熱した後、３０％以上
の圧下率で所望の板厚になるように圧延を行う。ここで
材質の異方性を減ずるには、前記板の圧延方向及びその
交叉方向に圧延するクロス圧延を行うことが好ましい。
圧延後各板を剥離しα＋β二相域で焼鈍を行うことによ
り所望の厚さを有し、２０μｍ以下の等軸細粒α＋β組
織を持つ超塑性成形に適した高強度チタン合金板が得ら
れる。なお、３０％以上の圧下率での圧延をすることと
したが、これ以上の圧下率で再圧延しないと完全な等軸
微細組織が得られない。
【００２０】また、本発明においては上記した成分を有
するチタン合金鋳塊を、鍛造或いは熱間圧延して板と
し、焼鈍後酸洗した前記板を圧下率２０〜８０％で冷間
圧延し、さらにα＋β域で焼鈍しても、粒径が２０μｍ
以下の等軸α＋β組織からなる超塑性成形に適した高強
度チタン合金板が得られる。ここで完全な等軸微細化に
は２０％以上の圧下率が必要であり、８０％を超える圧
下率は耳われが生じるため適さない。なお、薄手材の最
終焼鈍は、超塑性成形前に完了してもよいし、超塑性成
形時の加熱と併用してもよい。
するチタン合金鋳塊を、鍛造或いは熱間圧延して板と
し、焼鈍後酸洗した前記板を圧下率２０〜８０％で冷間
圧延し、さらにα＋β域で焼鈍しても、粒径が２０μｍ
以下の等軸α＋β組織からなる超塑性成形に適した高強
度チタン合金板が得られる。ここで完全な等軸微細化に
は２０％以上の圧下率が必要であり、８０％を超える圧
下率は耳われが生じるため適さない。なお、薄手材の最
終焼鈍は、超塑性成形前に完了してもよいし、超塑性成
形時の加熱と併用してもよい。
【００２１】上記チタン合金材は、通常融解炉中にチタ
ンを入れ、真空またはアルゴン雰囲気とした中でアーク
溶解（ＶＡＲ溶解）工程を経て製造されるが、本発明に
おいてはこのような溶解時に、炭素鋼やステンレス鋼の
屑などを供給して、チタン中にＦｅやＮｉ，Ｃｒの少な
くとも何れか一種を添加することができる。チタン中に
添加するこれらの元素は、このような方法でＦｅ＋Ｎｉ
＋Ｃｒが０．９〜２．３％の範囲になるように添加して
も良いし、また、他の添加手段（例えばＦｅＴｉ，Ｆｅ
2 Ｏ3 など）と併用しその一部の量を添加するようにし
てもよい。添加原料は特に限定しないが、例えば、ＳＳ
４００，Ｆｅ−７Ｃｒ（ＳＵＳ４３０），Ｆｅ−１８Ｃ
ｒ−８Ｎｉ（ＳＵＳ３０４），Ｆｅ−１８Ｃｒ−８Ｎｉ
−２Ｍｏ（ＳＵＳ３１６）等の炭素鋼やステンレス鋼屑
が用いられる。これらの原料中にはＣやＭｏなどが含ま
れるが、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ量に比較して何れも微量であ
り、チタン材中では０．０５％以下の不純物に属する。
ンを入れ、真空またはアルゴン雰囲気とした中でアーク
溶解（ＶＡＲ溶解）工程を経て製造されるが、本発明に
おいてはこのような溶解時に、炭素鋼やステンレス鋼の
屑などを供給して、チタン中にＦｅやＮｉ，Ｃｒの少な
くとも何れか一種を添加することができる。チタン中に
添加するこれらの元素は、このような方法でＦｅ＋Ｎｉ
＋Ｃｒが０．９〜２．３％の範囲になるように添加して
も良いし、また、他の添加手段（例えばＦｅＴｉ，Ｆｅ
2 Ｏ3 など）と併用しその一部の量を添加するようにし
てもよい。添加原料は特に限定しないが、例えば、ＳＳ
４００，Ｆｅ−７Ｃｒ（ＳＵＳ４３０），Ｆｅ−１８Ｃ
ｒ−８Ｎｉ（ＳＵＳ３０４），Ｆｅ−１８Ｃｒ−８Ｎｉ
−２Ｍｏ（ＳＵＳ３１６）等の炭素鋼やステンレス鋼屑
が用いられる。これらの原料中にはＣやＭｏなどが含ま
れるが、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ量に比較して何れも微量であ
り、チタン材中では０．０５％以下の不純物に属する。
【００２２】Ｆｅ、ＮｉおよびＣｒの添加原料として本
発明は更に別の方法を用いることができる。すなわち、
チタンの精練において、クロール法でマグネシウム還元
を行ってスポンジチタンを製造する時、炭素鋼或いはス
テンレス製の容器が使用されるが、この容器壁からスポ
ンジチタンにＦｅおよびＮｉ，Ｃｒの少なくとも一種が
侵入し、これらの元素を含有するスポンジチタンが容器
壁周辺や容器底部に生成する。これらは、通常別に採取
され他用途に向けられる場合があるが、本発明ではＦ
ｅ，Ｎｉ，Ｃｒの少なくとも一種を含有するこのスポン
ジチタンを、チタン材添加元素の一部または全部の原料
として使用する。これによって低コスト化が可能とな
る。
発明は更に別の方法を用いることができる。すなわち、
チタンの精練において、クロール法でマグネシウム還元
を行ってスポンジチタンを製造する時、炭素鋼或いはス
テンレス製の容器が使用されるが、この容器壁からスポ
ンジチタンにＦｅおよびＮｉ，Ｃｒの少なくとも一種が
侵入し、これらの元素を含有するスポンジチタンが容器
壁周辺や容器底部に生成する。これらは、通常別に採取
され他用途に向けられる場合があるが、本発明ではＦ
ｅ，Ｎｉ，Ｃｒの少なくとも一種を含有するこのスポン
ジチタンを、チタン材添加元素の一部または全部の原料
として使用する。これによって低コスト化が可能とな
る。
【００２３】この様に本発明は超塑性に適し、高強度
化、高延性のチタン合金を、低コストの合金元素である
酸素，窒素及びＦｅ（Ｎｉ，Ｃｒ）を使用することによ
り供給でき、工業的に極めて有利である。
化、高延性のチタン合金を、低コストの合金元素である
酸素，窒素及びＦｅ（Ｎｉ，Ｃｒ）を使用することによ
り供給でき、工業的に極めて有利である。
【００２４】
【実施例１】１００kgのＶＡＲ（真空アーク溶解）した
５００mmφ鋳塊を鍛造し、次いで８５０℃に加熱後熱間
圧延により４mm厚の板材にし、さらに、７５０℃×１ｈ
の焼鈍を施した後、酸洗により脱スケールした板材を用
い、板５枚を各板間に離型材を塗布して積層し、この積
層体の周囲をＳＵＳ３０４で被覆して真空パックし、こ
れを８５０℃に加熱してから圧延方向及びそれと直交方
向に同程度の圧下率で総計５０％の圧下率のクロス圧延
を実施し、７５０℃×１ｈの焼鈍を施して１mmの厚さに
板を製造した。
５００mmφ鋳塊を鍛造し、次いで８５０℃に加熱後熱間
圧延により４mm厚の板材にし、さらに、７５０℃×１ｈ
の焼鈍を施した後、酸洗により脱スケールした板材を用
い、板５枚を各板間に離型材を塗布して積層し、この積
層体の周囲をＳＵＳ３０４で被覆して真空パックし、こ
れを８５０℃に加熱してから圧延方向及びそれと直交方
向に同程度の圧下率で総計５０％の圧下率のクロス圧延
を実施し、７５０℃×１ｈの焼鈍を施して１mmの厚さに
板を製造した。
【００２５】この１mm厚の板から、平行部幅５mm，長さ
３０mmの引張試験片を切り出し、Ａｒ雰囲気中５×１０
-4/S-1の歪速度で高温引張試験を行い、超塑性を示す目
安として４００％を超える伸びが得られる温度域を求め
た。また、同じ試験片を用いて室温での引張試験を行
い、引張強度（ＴＳ）と伸びを測定した。結果を表１乃
至表４に示す。
３０mmの引張試験片を切り出し、Ａｒ雰囲気中５×１０
-4/S-1の歪速度で高温引張試験を行い、超塑性を示す目
安として４００％を超える伸びが得られる温度域を求め
た。また、同じ試験片を用いて室温での引張試験を行
い、引張強度（ＴＳ）と伸びを測定した。結果を表１乃
至表４に示す。
【００２６】表１には請求項１に関連する成分を含有し
た試料であり、Ｆｅの添加は純金属或いはＦｅＴｉ，Ｆ
ｅ2 Ｏ3 を用いた。材料のα＋β組織は等軸粒で、粒径
は１０μｍである。表２には請求項２に関連する成分を
含有した試料であり、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの添加は純金属
或いはＦｅＣｒ，ＦｅＮｉ，ＦｅＴｉ，Ｆｅ2 Ｏ3 （酸
化鉄）を用いた。材料の組織は等軸粒で、粒径は１０μ
ｍである。表３は備考欄に示すように、含有成分の添加
方法別の例を示している。材料の組織は等軸粒で、粒径
は１０μｍである。
た試料であり、Ｆｅの添加は純金属或いはＦｅＴｉ，Ｆ
ｅ2 Ｏ3 を用いた。材料のα＋β組織は等軸粒で、粒径
は１０μｍである。表２には請求項２に関連する成分を
含有した試料であり、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの添加は純金属
或いはＦｅＣｒ，ＦｅＮｉ，ＦｅＴｉ，Ｆｅ2 Ｏ3 （酸
化鉄）を用いた。材料の組織は等軸粒で、粒径は１０μ
ｍである。表３は備考欄に示すように、含有成分の添加
方法別の例を示している。材料の組織は等軸粒で、粒径
は１０μｍである。
【００２７】表４は組織の粒径と高温（８４０℃）引張
試験における破断伸びとの関係を示し、試料Ａは試験番
号１と、試料Ｂは試験番号２８と同じ材料を用いた。
試験における破断伸びとの関係を示し、試料Ａは試験番
号１と、試料Ｂは試験番号２８と同じ材料を用いた。
【００２８】表５は試験番号１と同じ材料でパック圧延
の圧下率を変えた場合の、高温（８４０℃）引張り試験
における破断伸びで、各々５本の試験結果である。焼鈍
温度は７５０℃×１ｈである。
の圧下率を変えた場合の、高温（８４０℃）引張り試験
における破断伸びで、各々５本の試験結果である。焼鈍
温度は７５０℃×１ｈである。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】表１において、試験番号１〜４，６，７，
９，１１、１３，１４は本発明の実施例であり、備考欄
に各例の特徴を付記している。試験番号５はＦｅ含有量
が低い比較例であって、伸びが低く、かつ超塑性温度域
が小さくて本発明が目標とする３０℃以上の幅に達しな
い。同８はＦｅを過剰に含有しているために凝固偏析を
起こし伸びが小さくなった比較例であり、試験番号１０
は窒素が高く、伸びが低い比較例。試験番号１２はＱが
小さい比較例であり、引張強度が低くなっている。試験
番号１５はＱが大きい比較例であり、伸びが低くなって
いる。このように本発明範囲のチタン材のみが極めて優
れた特性を有していることが分かる。
９，１１、１３，１４は本発明の実施例であり、備考欄
に各例の特徴を付記している。試験番号５はＦｅ含有量
が低い比較例であって、伸びが低く、かつ超塑性温度域
が小さくて本発明が目標とする３０℃以上の幅に達しな
い。同８はＦｅを過剰に含有しているために凝固偏析を
起こし伸びが小さくなった比較例であり、試験番号１０
は窒素が高く、伸びが低い比較例。試験番号１２はＱが
小さい比較例であり、引張強度が低くなっている。試験
番号１５はＱが大きい比較例であり、伸びが低くなって
いる。このように本発明範囲のチタン材のみが極めて優
れた特性を有していることが分かる。
【００３５】表２において、試験番号１６，１７，１
９，２０は本発明実施例であり、備考欄に各例の特徴を
付記している。試験番号２０はFe+Ni+Crの総含有料が少
ないため、超塑性温度域が狭く本発明が目標にしている
３０℃以上の温度幅に達していない比較例。同２１はＮ
ｉが過剰に含有されておりＴｉ2 Ｎｉの析出のため伸び
が著しく不足している比較例。同２２はＣｒが過剰に含
有されておりＴｉＣｒ2 析出のため伸びが不足している
比較例。同２３はFe+Ni+Crの含有料が多く凝固偏析のた
め伸びが低下している比較例である。これにより本発明
範囲のチタン材が極めて優れた特性を有していることが
分かる。
９，２０は本発明実施例であり、備考欄に各例の特徴を
付記している。試験番号２０はFe+Ni+Crの総含有料が少
ないため、超塑性温度域が狭く本発明が目標にしている
３０℃以上の温度幅に達していない比較例。同２１はＮ
ｉが過剰に含有されておりＴｉ2 Ｎｉの析出のため伸び
が著しく不足している比較例。同２２はＣｒが過剰に含
有されておりＴｉＣｒ2 析出のため伸びが不足している
比較例。同２３はFe+Ni+Crの含有料が多く凝固偏析のた
め伸びが低下している比較例である。これにより本発明
範囲のチタン材が極めて優れた特性を有していることが
分かる。
【００３６】表３において、試験番号２４はＶＡＲ溶解
時にＦｅ，Ｃｒ源としてＳＵＳ４３０屑を使用し、また
Ｆｅ源としてはさらにＦｅＴｉを用い、所定の成分にな
るように調整した例である。同２５はＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ
源としてＳＵＳ３０４屑を、Ｆｅ源としてさらにＦｅＴ
ｉを使用し、所定の成分になるように調整した例であ
り、同２６はＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ源としてＳＵＳ３１６
屑、Ｆｅ源としてさらにＦｅＴｉをを使用し、所定の成
分になるように調整した例である。同２７はＦｅ源とし
てＳＵＳ４００を使用し、所定の成分になるように調整
した例である。また、試験番号２８はスポンジチタン製
造過程で、容器壁近傍の、該容器から侵入したＦｅ，Ｎ
ｉ，Ｃｒを含有したスポンジチタン材を切り出して用
い、所定の成分になるように調整した例である。各成分
の含有量は表３に示す通りであ利、本発明範囲に成分調
整することにより引張強度は７５０MPa 以上、伸び１５
％以上、しかも超塑性を示す温度域は３０℃以上でかつ
９００℃以下の低温の優れた特性を示している。
時にＦｅ，Ｃｒ源としてＳＵＳ４３０屑を使用し、また
Ｆｅ源としてはさらにＦｅＴｉを用い、所定の成分にな
るように調整した例である。同２５はＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ
源としてＳＵＳ３０４屑を、Ｆｅ源としてさらにＦｅＴ
ｉを使用し、所定の成分になるように調整した例であ
り、同２６はＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ源としてＳＵＳ３１６
屑、Ｆｅ源としてさらにＦｅＴｉをを使用し、所定の成
分になるように調整した例である。同２７はＦｅ源とし
てＳＵＳ４００を使用し、所定の成分になるように調整
した例である。また、試験番号２８はスポンジチタン製
造過程で、容器壁近傍の、該容器から侵入したＦｅ，Ｎ
ｉ，Ｃｒを含有したスポンジチタン材を切り出して用
い、所定の成分になるように調整した例である。各成分
の含有量は表３に示す通りであ利、本発明範囲に成分調
整することにより引張強度は７５０MPa 以上、伸び１５
％以上、しかも超塑性を示す温度域は３０℃以上でかつ
９００℃以下の低温の優れた特性を示している。
【００３７】表４において、試料Ａ及び試料Ｂともに７
００〜８５０℃×１hr〜１０hr変化させた焼鈍を行い粒
径を４〜３０μｍとした。表からわかるように、試験番
号２９，３０及び３６，３７は何れも粒径が２０μｍを
超えているため、破断伸びが本発明の目標値である４０
０％以上に達していない。粒径が２０μｍ以下の細粒の
ものは何れも破断伸びは高く、特に６μｍ以下の粒径と
なっている試験番号３４，３５及び４１，４２は１００
０％以上の高い破断伸び（超塑性）を示している。
００〜８５０℃×１hr〜１０hr変化させた焼鈍を行い粒
径を４〜３０μｍとした。表からわかるように、試験番
号２９，３０及び３６，３７は何れも粒径が２０μｍを
超えているため、破断伸びが本発明の目標値である４０
０％以上に達していない。粒径が２０μｍ以下の細粒の
ものは何れも破断伸びは高く、特に６μｍ以下の粒径と
なっている試験番号３４，３５及び４１，４２は１００
０％以上の高い破断伸び（超塑性）を示している。
【００３８】表５において、パック圧延時の圧下率が３
０％以上だとすべての試験片において高い超塑性伸びが
得られているが、２０％以下だと一部に４００％未満の
伸びしか示さない試料があった（一部に粗大粒）。これ
によりパック圧延は３０％以上の圧下率で行うのが好ま
しいことがわかる。
０％以上だとすべての試験片において高い超塑性伸びが
得られているが、２０％以下だと一部に４００％未満の
伸びしか示さない試料があった（一部に粗大粒）。これ
によりパック圧延は３０％以上の圧下率で行うのが好ま
しいことがわかる。
【００３９】
【実施例２】試験番号２と同じ試料を４mmの熱間圧延板
とした後、７５０℃×１ｈの焼鈍を行い、酸洗後種々の
圧下率で冷間圧延を行い、さらに７５０℃×２０分の真
空焼鈍を行い、各板厚で次実施例１と同じ試験（室温引
張、高温引張＝４５０℃−歪速度１×１０-4Ｓ-1）を行
い、室温での引張強度，伸び，８１０℃における破断伸
びを調べた。
とした後、７５０℃×１ｈの焼鈍を行い、酸洗後種々の
圧下率で冷間圧延を行い、さらに７５０℃×２０分の真
空焼鈍を行い、各板厚で次実施例１と同じ試験（室温引
張、高温引張＝４５０℃−歪速度１×１０-4Ｓ-1）を行
い、室温での引張強度，伸び，８１０℃における破断伸
びを調べた。
【００４０】
【表６】
【００４１】表６において、試験番号４７，４８は冷延
率が小さいため、再結晶不十分で強度は高いが延性はや
や低く、結晶粒径が微細化されていないため高温引張伸
びが小さい。試験番号４９以下から分かるように、２０
％以上の冷延圧下率で強度，延性，超塑性伸びを兼ね備
えた素材が得られる。ただし、試験番号５３のように冷
延圧下率が８０％を超えると、耳われと同時に内部ポロ
シティが生じ、室温伸び、高温伸びが損なわれる。
率が小さいため、再結晶不十分で強度は高いが延性はや
や低く、結晶粒径が微細化されていないため高温引張伸
びが小さい。試験番号４９以下から分かるように、２０
％以上の冷延圧下率で強度，延性，超塑性伸びを兼ね備
えた素材が得られる。ただし、試験番号５３のように冷
延圧下率が８０％を超えると、耳われと同時に内部ポロ
シティが生じ、室温伸び、高温伸びが損なわれる。
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、高
価な元素を使用せず、窒素，酸素，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの
含有量を調整すると共にα＋β組織を微細化し、超塑性
を発現しやすくした高強度、高延性α＋β型チタン材
を、工業的に極めて有利に得ることができる。
価な元素を使用せず、窒素，酸素，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒの
含有量を調整すると共にα＋β組織を微細化し、超塑性
を発現しやすくした高強度、高延性α＋β型チタン材
を、工業的に極めて有利に得ることができる。
Claims (6)
- 【請求項１】Ｆｅ含有量を０．８〜２．３重量％、か
つ、窒素含有量を０．０５重量％以下にすると共に、酸
素等価量値Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１［Ｆ
ｅ］が０．４５〜１．００の範囲になるようにし、残部
実質的にチタンからなるチタン合金であって、粒径が２
０μｍ以下の等軸α＋β組織からなることを特徴とする
超塑性成形に適した高強度チタン合金。 - 【請求項２】Ｆｅと少なくともＣｒ及びＮｉの１種類を
総量で０．８〜２．３重量％含有し、ただし、Ｎｉ或い
はＣｒは０．２５重量％以下であり、かつ、窒素含有量
を０．０５重量％以下にすると共に、酸素等価量値Ｑ＝
［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］＋０．１（［Ｆｅ］＋［Ｎｉ］
＋［Ｃｒ］）が０．４５〜１．００の範囲になるように
し、残部実質的にチタンからなるチタン合金であって、
粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β組織からなることを特
徴とする超塑性成形に適した高強度チタン合金。 - 【請求項３】粒径が６μｍ以下の等軸α＋β組織からな
ることを特徴とする請求項１或いは２記載の超塑性成形
に適した高強度チタン合金。 - 【請求項４】請求項１或いは２記載の成分を有するチタ
ン合金鋳塊を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、焼鈍後
或いは焼鈍後酸洗した前記板を複数枚重ね、その周囲を
ステンレス等の耐熱鋼で真空にパックし、これを加熱後
３０％以上の圧下率で再熱間圧延してから剥離し焼鈍す
ることにより、粒径が２０μｍ以下の等軸α＋β組織か
らなるようにすることを特徴とする超塑性成形に適した
高強度チタン合金薄手熱延板の製造方法。 - 【請求項５】複数枚重ねた各板の間に離型材を塗布し、
その後の熱間圧延を、圧延方向及びそれと直交する方向
に圧下するクロス圧延で実施することを特徴とする請求
項４記載の超塑性成形に適した高強度チタン合金薄手熱
延板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１或いは２記載の成分を有するチタ
ン合金鋳塊を、鍛造或いは熱間圧延して板とし、酸洗或
いは焼鈍後酸洗した前記板を圧下率２０〜８０％で冷間
圧延し、さらに焼鈍することにより粒径が２０μｍ以下
の等軸α＋β組織からなるようにすることを特徴とする
超塑性成形に適した高強度チタン合金薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10583395A JPH08295969A (ja) | 1995-04-28 | 1995-04-28 | 超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10583395A JPH08295969A (ja) | 1995-04-28 | 1995-04-28 | 超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08295969A true JPH08295969A (ja) | 1996-11-12 |
Family
ID=14418052
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10583395A Withdrawn JPH08295969A (ja) | 1995-04-28 | 1995-04-28 | 超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08295969A (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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