JPH09176810A - β型チタン合金ストリップの製造方法 - Google Patents
β型チタン合金ストリップの製造方法Info
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- JPH09176810A JPH09176810A JP35176395A JP35176395A JPH09176810A JP H09176810 A JPH09176810 A JP H09176810A JP 35176395 A JP35176395 A JP 35176395A JP 35176395 A JP35176395 A JP 35176395A JP H09176810 A JPH09176810 A JP H09176810A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 β型チタン合金ストリップの熱延板を熱処理
することなく冷間圧延する最のリジングを防止する。 【構成】 β型チタン合金スラブを９５０℃を超え且つ
１２００℃以下の温度範囲にて１時間以上加熱し、９０
０℃を超える温度で熱間圧延仕上し、且つ水冷まで５秒
以上保持した後、２５０℃以下の温度にて巻取り、その
後、熱処理を行うことなく冷間圧延を実施する。
することなく冷間圧延する最のリジングを防止する。 【構成】 β型チタン合金スラブを９５０℃を超え且つ
１２００℃以下の温度範囲にて１時間以上加熱し、９０
０℃を超える温度で熱間圧延仕上し、且つ水冷まで５秒
以上保持した後、２５０℃以下の温度にて巻取り、その
後、熱処理を行うことなく冷間圧延を実施する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｔｉ−１５Ｖ−３
Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金等に代表されるβ相安定型元
素（Ｖ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ等）を含有するチタン
合金の熱間圧延条件を適正に制御することにより、微細
且つ均一な組織を有し、冷間圧延によるリジングの発生
を抑制したβ型チタン合金ストリップの製造方法に関す
るものである。
Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金等に代表されるβ相安定型元
素（Ｖ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ等）を含有するチタン
合金の熱間圧延条件を適正に制御することにより、微細
且つ均一な組織を有し、冷間圧延によるリジングの発生
を抑制したβ型チタン合金ストリップの製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】チタン及びチタン合金は、優れた比強
度、耐食性及び耐熱性を保持していることから、航空機
材料、各種化学プラント等広域な用途に利用されてお
り、その範囲は拡大しつつある。チタン合金としては従
来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金等に代表されるα＋β型チ
タン合金は成形性に乏しく、加工の多くを切削に頼るた
め最終製品に至るまでの歩留が非常に低いという欠点を
有している。しかし、α＋β型チタン合金に比較して、
β型チタン合金は冷間加工性に優れており、また、時効
硬化性を有することから時効処理の実施により容易に高
強度が得られるため、近年その利用範囲が拡大しつつあ
る。
度、耐食性及び耐熱性を保持していることから、航空機
材料、各種化学プラント等広域な用途に利用されてお
り、その範囲は拡大しつつある。チタン合金としては従
来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金等に代表されるα＋β型チ
タン合金は成形性に乏しく、加工の多くを切削に頼るた
め最終製品に至るまでの歩留が非常に低いという欠点を
有している。しかし、α＋β型チタン合金に比較して、
β型チタン合金は冷間加工性に優れており、また、時効
硬化性を有することから時効処理の実施により容易に高
強度が得られるため、近年その利用範囲が拡大しつつあ
る。
【０００３】β型チタン合金の従来の製造プロセスは、
インゴットを鋳造、分塊圧延等によりスラブに加工、熱
間圧延した後、加工性を改善するためβ変態点以上の温
度で熱処理し、その後冷間圧延を行い、用途に応じて加
工組織の消失の為の溶体化処理、及び高強度を得るため
の時効処理を行うものである。
インゴットを鋳造、分塊圧延等によりスラブに加工、熱
間圧延した後、加工性を改善するためβ変態点以上の温
度で熱処理し、その後冷間圧延を行い、用途に応じて加
工組織の消失の為の溶体化処理、及び高強度を得るため
の時効処理を行うものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】近年、β型チタン合金
のスラブを熱間圧延後に熱処理を行わず冷間圧延する製
造工程が試みられている（特公平７−８１１７７号参
照）。この公報によると、熱間圧延条件が不適切である
と、圧延板の組織は微粒と粗粒が混在した組織となると
説明され、又その組織写真では粒子の短径と長径の比率
はほとんど同じであるが短・長径に著しく差がある不均
一組織が示されている。本発明者はこの製造工程を試行
したところ、全く粒子の形態が異なる不均一組織の発生
と次のような新たな問題に直面した。すなわち鋳造、分
塊圧延等により製造されたスラブの板厚中央部付近くに
は粗大粒が残存することがあり、このスラブを従来の前
掲特許公告公報による熱間圧延仕上温度が８５０℃以上
と言う熱間圧延条件で圧延すると、この粗大粒を解消で
きない場合がある。すなわち熱間圧延板の組織が微細な
再結晶粒と残存する粗大粒という不均一組織となる。こ
のように組織が不均一な熱間圧延材を熱処理することな
く冷間圧延すると、リジングが発生した。
のスラブを熱間圧延後に熱処理を行わず冷間圧延する製
造工程が試みられている（特公平７−８１１７７号参
照）。この公報によると、熱間圧延条件が不適切である
と、圧延板の組織は微粒と粗粒が混在した組織となると
説明され、又その組織写真では粒子の短径と長径の比率
はほとんど同じであるが短・長径に著しく差がある不均
一組織が示されている。本発明者はこの製造工程を試行
したところ、全く粒子の形態が異なる不均一組織の発生
と次のような新たな問題に直面した。すなわち鋳造、分
塊圧延等により製造されたスラブの板厚中央部付近くに
は粗大粒が残存することがあり、このスラブを従来の前
掲特許公告公報による熱間圧延仕上温度が８５０℃以上
と言う熱間圧延条件で圧延すると、この粗大粒を解消で
きない場合がある。すなわち熱間圧延板の組織が微細な
再結晶粒と残存する粗大粒という不均一組織となる。こ
のように組織が不均一な熱間圧延材を熱処理することな
く冷間圧延すると、リジングが発生した。
【０００５】尚、リジングとは代表的フェライト系ステ
ンレス鋼であるＳＵＳ４３０等で顕著に派生する不均一
な組織に起因した現象であり、冷間加工材に発生するう
ねり状の起伏で、いったん生じたリジングを研摩除去す
るためには多くの時間と労力を要する。
ンレス鋼であるＳＵＳ４３０等で顕著に派生する不均一
な組織に起因した現象であり、冷間加工材に発生するう
ねり状の起伏で、いったん生じたリジングを研摩除去す
るためには多くの時間と労力を要する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記状況を鑑
み鋭意検討の結果なされたものであり、その目的は、熱
間圧延条件を適正に制御することにより均一な組織を有
する熱間圧延材を提供し、さらに熱間圧延後の熱処理を
行うことなく冷間圧延した際のリジングを抑制すること
にある。
み鋭意検討の結果なされたものであり、その目的は、熱
間圧延条件を適正に制御することにより均一な組織を有
する熱間圧延材を提供し、さらに熱間圧延後の熱処理を
行うことなく冷間圧延した際のリジングを抑制すること
にある。
【０００７】本発明者らは、上述した問題点解決のため
熱間圧延条件と組織との関係について検討を進めた結
果、次の事が見出された。
熱間圧延条件と組織との関係について検討を進めた結
果、次の事が見出された。
【０００８】熱間圧延仕上温度及び水冷までの時間が十
分に確保されない場合、β相の再結晶が十分には起こら
ず、熱間圧延材の組織は微細粒と圧延方向に長く伸びた
粗大粒が混在する不均一組織となる。このような組織を
有する材料に冷間加工を施すと、リジングが発生する。
これは、組織の塑性変形能の不均一性及び塑性変形の異
方性に起因してリジングが発生するということである。
したがってリジングを解決するには熱間圧延仕上温度を
十分に高くかつ圧延機の最終スタンドから水冷ノズルま
での距離を十分に長くして、熱間圧延材の組織を均一化
する事が必要である。
分に確保されない場合、β相の再結晶が十分には起こら
ず、熱間圧延材の組織は微細粒と圧延方向に長く伸びた
粗大粒が混在する不均一組織となる。このような組織を
有する材料に冷間加工を施すと、リジングが発生する。
これは、組織の塑性変形能の不均一性及び塑性変形の異
方性に起因してリジングが発生するということである。
したがってリジングを解決するには熱間圧延仕上温度を
十分に高くかつ圧延機の最終スタンドから水冷ノズルま
での距離を十分に長くして、熱間圧延材の組織を均一化
する事が必要である。
【０００９】また、熱間圧延終了後水冷を十分に行わず
高温にて巻取った場合、α相の析出が起こりβ型合金の
特徴である優れた冷間加工性が損なわれると共に、組織
が不均一となるためリジングが発生する。これらの問題
を解決するには組織をβ単相に改質するための熱処理を
必要とするが、この熱処理にはコストの増加という経済
的な面の問題がある。しかし、熱間圧延仕上温度が９０
０℃を超えかつ水冷まで５秒以上保持する事により粗大
粒は再結晶し、組織は均一となる。また、水冷により十
分速い冷却速度で２５０℃以下の温度に冷却した後巻取
る事によりα相の析出は起こらず、材料の組織はβ単相
となる。こうして得られた材料は熱間圧延後に熱処理を
行うことなく冷間圧延が可能であり、且つ、加工による
リジング発生を抑制する事が可能である。
高温にて巻取った場合、α相の析出が起こりβ型合金の
特徴である優れた冷間加工性が損なわれると共に、組織
が不均一となるためリジングが発生する。これらの問題
を解決するには組織をβ単相に改質するための熱処理を
必要とするが、この熱処理にはコストの増加という経済
的な面の問題がある。しかし、熱間圧延仕上温度が９０
０℃を超えかつ水冷まで５秒以上保持する事により粗大
粒は再結晶し、組織は均一となる。また、水冷により十
分速い冷却速度で２５０℃以下の温度に冷却した後巻取
る事によりα相の析出は起こらず、材料の組織はβ単相
となる。こうして得られた材料は熱間圧延後に熱処理を
行うことなく冷間圧延が可能であり、且つ、加工による
リジング発生を抑制する事が可能である。
【００１０】欺くして、本発明は、β型チタン合金スラ
ブを９５０℃を超え且つ１２００℃以下の温度範囲にて
１時間以上加熱し、９００℃を超える温度で熱間圧延仕
上を行い、且つ水冷まで５秒以上保持した後、２５０℃
以下の温度にて巻取り、その後、熱処理を行うことなく
冷間圧延を実施する際のリジングの発生を抑制すること
を特徴とするβ型チタン合金ストリップの製造方法に関
するものである。
ブを９５０℃を超え且つ１２００℃以下の温度範囲にて
１時間以上加熱し、９００℃を超える温度で熱間圧延仕
上を行い、且つ水冷まで５秒以上保持した後、２５０℃
以下の温度にて巻取り、その後、熱処理を行うことなく
冷間圧延を実施する際のリジングの発生を抑制すること
を特徴とするβ型チタン合金ストリップの製造方法に関
するものである。
【００１１】本発明が対象とするのは、Ｔｉ−１５％Ｖ
−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金等に代表されるβ
型チタン合金である。チタン合金製品は一般に、鋳造さ
れたインゴットの鋳造組織を破壊すると共にその後の工
程に適した中間素材を生成するためのインゴットブレイ
クダウン工程を出発工程とする。インゴットブレイクダ
ウンは、インゴットを鍛造あるいは分塊圧延することに
より実施される。形成されたスラブは熱間圧延工程を経
由し、最終寸法に仕上げる冷間圧延を行うことが多い。
−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金等に代表されるβ
型チタン合金である。チタン合金製品は一般に、鋳造さ
れたインゴットの鋳造組織を破壊すると共にその後の工
程に適した中間素材を生成するためのインゴットブレイ
クダウン工程を出発工程とする。インゴットブレイクダ
ウンは、インゴットを鍛造あるいは分塊圧延することに
より実施される。形成されたスラブは熱間圧延工程を経
由し、最終寸法に仕上げる冷間圧延を行うことが多い。
【００１２】圧延工程後の材料は、製品の用途に応じ
て、溶体化処理及び時効処理等の熱処理工程を経て最終
製品となる。本発明が特徴とするのは、熱間圧延工程で
あり、インゴットブレイクダウン工程、冷間圧延工程及
び圧延工程後の熱処理工程等の条件に関しては一切問わ
ない。
て、溶体化処理及び時効処理等の熱処理工程を経て最終
製品となる。本発明が特徴とするのは、熱間圧延工程で
あり、インゴットブレイクダウン工程、冷間圧延工程及
び圧延工程後の熱処理工程等の条件に関しては一切問わ
ない。
【００１３】熱間圧延仕上温度が９００℃以下もしくは
水冷までの時間が５秒未満では、粗大粒の再結晶は不十
分であり、その結果、熱間圧延後の組織は微細粒と圧延
方向に長く伸びた粗大粒が混在する不均一組織となる。
この不均一組織を均一化するために、９００℃を超える
温度で熱間圧延仕上を行い、その後熱延板を水冷するま
で５秒以上、移動中の熱延板が静止空気中で自然冷却さ
れる状態を保持することとした。
水冷までの時間が５秒未満では、粗大粒の再結晶は不十
分であり、その結果、熱間圧延後の組織は微細粒と圧延
方向に長く伸びた粗大粒が混在する不均一組織となる。
この不均一組織を均一化するために、９００℃を超える
温度で熱間圧延仕上を行い、その後熱延板を水冷するま
で５秒以上、移動中の熱延板が静止空気中で自然冷却さ
れる状態を保持することとした。
【００１４】上記の熱間圧延仕上状態を実現するには十
分に高い熱間圧延加熱温度が必要である。加熱炉からの
スラブ抽出後の温度低下を考慮し、下限加熱温度を９５
０℃を超えるものとした。また、１２００℃という上限
値を設定したのは、さらなる高温における加熱では、表
面に生成される酸化スケール層が増大し、歩留の低下つ
まり経済性の低下が生じるためである。さらに、スラブ
中心での粗大粒は前工程の分塊圧延時に生成され、リジ
ング防止には熱圧延板中の粗大粒が問題になる。これら
のことから熱間圧延板中の粗大粒生成を防止するために
は、十分に歪を加え再結晶させることが必要である。そ
のためにはスラブ内部まで十分に加熱する必要があり、
加熱時間を１時間以上とした。
分に高い熱間圧延加熱温度が必要である。加熱炉からの
スラブ抽出後の温度低下を考慮し、下限加熱温度を９５
０℃を超えるものとした。また、１２００℃という上限
値を設定したのは、さらなる高温における加熱では、表
面に生成される酸化スケール層が増大し、歩留の低下つ
まり経済性の低下が生じるためである。さらに、スラブ
中心での粗大粒は前工程の分塊圧延時に生成され、リジ
ング防止には熱圧延板中の粗大粒が問題になる。これら
のことから熱間圧延板中の粗大粒生成を防止するために
は、十分に歪を加え再結晶させることが必要である。そ
のためにはスラブ内部まで十分に加熱する必要があり、
加熱時間を１時間以上とした。
【００１５】本発明が対象とするβ型チタン合金は、２
５０℃を超える温度で巻取るとα相が析出し、組織が不
均一となる。その結果、冷間加工性は損なわれ、且つ、
加工によりリジングが発生する。従って、β単相として
優れた冷間加工性を有し、加工によるリジングの発生を
抑制した材料を得るため、巻取り温度は２５０℃以下と
した。また、冷却は水冷により行うが、その冷却速度は
速い方が望ましい。
５０℃を超える温度で巻取るとα相が析出し、組織が不
均一となる。その結果、冷間加工性は損なわれ、且つ、
加工によりリジングが発生する。従って、β単相として
優れた冷間加工性を有し、加工によるリジングの発生を
抑制した材料を得るため、巻取り温度は２５０℃以下と
した。また、冷却は水冷により行うが、その冷却速度は
速い方が望ましい。
【００１６】以上の条件の下で圧延を実施することによ
り本発明に従うβ型チタン合金熱間圧延ストリップが製
造される。本発明によると、得られた熱間圧延ストリッ
プは熱処理を行うことなく冷間圧延されるわけである
が、圧延工程後のリジングの発生は制御される。以下、
実施例により本発明をより詳しく説明する。
り本発明に従うβ型チタン合金熱間圧延ストリップが製
造される。本発明によると、得られた熱間圧延ストリッ
プは熱処理を行うことなく冷間圧延されるわけである
が、圧延工程後のリジングの発生は制御される。以下、
実施例により本発明をより詳しく説明する。
【００１７】
【実施例】代表的β型チタン合金であるＴｉ−１５％Ｖ
−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金の板厚２４０ｍｍ
のスラブを用い、加熱時間は５時間とし、熱間圧延条件
を種々変化させ板厚３．６ｍｍまで圧延し、その後、加
工度１５％まで冷間圧延し得られた材料の評価結果を図
１（表１）に示す。本発明材であるＮｏ．１、Ｎｏ．２
及びＮｏ．３はリジングの発生しない材料が得られた
が、比較材Ｎｏ．４〜Ｎｏ．７は、冷間圧延後にリジン
グが発生した。これは、比較材Ｎｏ．４では熱間圧延仕
上温度が低いため、また、比較材Ｎｏ．５、Ｎｏ．６
は、熱間延仕上温度は高温ではあるものの水冷までの保
持時間が短時間であったため、また、比較材Ｎｏ．７は
巻取温度が高かったため、各々組織が不均一となった結
果によるものである。比較材Ｎｏ．８、Ｎｏ．９は、各
々本発明材Ｎｏ．１の巻取温度を変化させた結果であ
る。これらは巻取温度が高温であったためα相の析出が
起こり、その結果、材料が硬化し冷間圧延ができなかっ
た。
−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金の板厚２４０ｍｍ
のスラブを用い、加熱時間は５時間とし、熱間圧延条件
を種々変化させ板厚３．６ｍｍまで圧延し、その後、加
工度１５％まで冷間圧延し得られた材料の評価結果を図
１（表１）に示す。本発明材であるＮｏ．１、Ｎｏ．２
及びＮｏ．３はリジングの発生しない材料が得られた
が、比較材Ｎｏ．４〜Ｎｏ．７は、冷間圧延後にリジン
グが発生した。これは、比較材Ｎｏ．４では熱間圧延仕
上温度が低いため、また、比較材Ｎｏ．５、Ｎｏ．６
は、熱間延仕上温度は高温ではあるものの水冷までの保
持時間が短時間であったため、また、比較材Ｎｏ．７は
巻取温度が高かったため、各々組織が不均一となった結
果によるものである。比較材Ｎｏ．８、Ｎｏ．９は、各
々本発明材Ｎｏ．１の巻取温度を変化させた結果であ
る。これらは巻取温度が高温であったためα相の析出が
起こり、その結果、材料が硬化し冷間圧延ができなかっ
た。
【００１８】図２に、表１において熱間圧延加熱温度を
１２００℃、熱間圧延仕上げ温度を１０００℃、水冷ま
での１０秒、巻取温度を２５０℃とした本発明材Ｎｏ．
１の熱間圧延材ミクロ組織を示す。また図３に水冷まで
の時間は表１の本発明材Ｎｏ．１と同様であるが熱間圧
延仕上げ温度を８５０℃とした表１の比較材Ｎｏ．４の
熱間圧延材ミクロ組織を比較例として示す。図２で明ら
かなように、本発明に従うと均一な微細組織が得られ
る。
１２００℃、熱間圧延仕上げ温度を１０００℃、水冷ま
での１０秒、巻取温度を２５０℃とした本発明材Ｎｏ．
１の熱間圧延材ミクロ組織を示す。また図３に水冷まで
の時間は表１の本発明材Ｎｏ．１と同様であるが熱間圧
延仕上げ温度を８５０℃とした表１の比較材Ｎｏ．４の
熱間圧延材ミクロ組織を比較例として示す。図２で明ら
かなように、本発明に従うと均一な微細組織が得られ
る。
【００１９】図２及び図３の断面組織を有する熱間圧延
材を加工度１５％まで冷間圧延し、得られた材料の表面
プロフィールを図４及び図５に示す。図４は、図２に示
す均一な組織を有する熱間圧延材を冷間圧延し得られた
材料表面プロフィールであるが、組織が均一であるため
リジングの発生していない。図５は図３に示す不均一な
組織を有する熱間圧延材を冷間圧延し得られた材料表面
のプロフィールであるが、組織が不均一であるためリジ
ングが発生した。
材を加工度１５％まで冷間圧延し、得られた材料の表面
プロフィールを図４及び図５に示す。図４は、図２に示
す均一な組織を有する熱間圧延材を冷間圧延し得られた
材料表面プロフィールであるが、組織が均一であるため
リジングの発生していない。図５は図３に示す不均一な
組織を有する熱間圧延材を冷間圧延し得られた材料表面
のプロフィールであるが、組織が不均一であるためリジ
ングが発生した。
【００２０】
【発明の効果】以上のことから、本発明の熱間圧延条件
に従うと、均一な組織を有する熱間圧延材を得る事が可
能であり、また、熱間圧延後に熱処理を行う事なく冷間
圧延が可能で且つリジングの発生を制御したβ型チタン
合金ストリップの製造が可能となる。
に従うと、均一な組織を有する熱間圧延材を得る事が可
能であり、また、熱間圧延後に熱処理を行う事なく冷間
圧延が可能で且つリジングの発生を制御したβ型チタン
合金ストリップの製造が可能となる。
【図１】熱間圧延条件とリジング発生状況を示す図表
（表１）である。
（表１）である。
【図２】本発明法により製造したＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ
−３Ｓｎ−３Ａｌ合金（本発明Ｎｏ．１）の熱間圧延材
の断面金属組織を示す金属顕微鏡写真である。
−３Ｓｎ−３Ａｌ合金（本発明Ｎｏ．１）の熱間圧延材
の断面金属組織を示す金属顕微鏡写真である。
【図３】従来条件により製造し比較材としたＴｉ−１５
Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金（比較材Ｎｏ．４）の
断面金属組織を示す金属顕微鏡写真である。
Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金（比較材Ｎｏ．４）の
断面金属組織を示す金属顕微鏡写真である。
【図４】均一な組織を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３
Ｓｎ−３Ａｌ合金の熱間圧延材を加工度１５％まで冷間
圧延し得られた材料の表面プロフィールである。
Ｓｎ−３Ａｌ合金の熱間圧延材を加工度１５％まで冷間
圧延し得られた材料の表面プロフィールである。
【図５】不均一な組織を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−
３Ｓｎ−３Ａｌ合金の熱間圧延材を加工度１５％まで冷
間圧延し得られた材料の表面プロフィールである。
３Ｓｎ−３Ａｌ合金の熱間圧延材を加工度１５％まで冷
間圧延し得られた材料の表面プロフィールである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増田 健一 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 村尾 安浩 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 β型チタン合金スラブを９５０℃を超え
且つ１２００℃以下の温度範囲にて１時間以上加熱し、
９００℃を超える温度で熱間圧延仕上し、且つ水冷まで
５秒以上保持した後、２５０℃以下の温度にて巻取り、
その後、熱処理を行うことなく冷間圧延を実施する際の
リジングの発生を抑制したことを特徴とするβ型チタン
合金ストリップの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35176395A JPH09176810A (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35176395A JPH09176810A (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09176810A true JPH09176810A (ja) | 1997-07-08 |
Family
ID=18419448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35176395A Pending JPH09176810A (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09176810A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103464461A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-25 | 西北有色金属研究院 | 一种tb8钛合金箔材的制备方法 |
| CN111468536A (zh) * | 2020-03-17 | 2020-07-31 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 一种β钛合金带卷的制备方法 |
| CN115921532A (zh) * | 2022-04-27 | 2023-04-07 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛合金及其制备方法 |
-
1995
- 1995-12-27 JP JP35176395A patent/JPH09176810A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103464461A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-25 | 西北有色金属研究院 | 一种tb8钛合金箔材的制备方法 |
| CN103464461B (zh) * | 2013-09-17 | 2015-07-08 | 西北有色金属研究院 | 一种tb8钛合金箔材的制备方法 |
| CN111468536A (zh) * | 2020-03-17 | 2020-07-31 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 一种β钛合金带卷的制备方法 |
| CN111468536B (zh) * | 2020-03-17 | 2023-01-31 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 一种β钛合金带卷的制备方法 |
| CN115921532A (zh) * | 2022-04-27 | 2023-04-07 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛合金及其制备方法 |
| CN115921532B (zh) * | 2022-04-27 | 2023-07-07 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛合金及其制备方法 |
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