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WO2002070763A1 - Barre d'alliage de titane et procede de fabrication - Google Patents

Barre d'alliage de titane et procede de fabrication Download PDF

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WO2002070763A1
WO2002070763A1 PCT/JP2002/001710 JP0201710W WO02070763A1 WO 2002070763 A1 WO2002070763 A1 WO 2002070763A1 JP 0201710 W JP0201710 W JP 0201710W WO 02070763 A1 WO02070763 A1 WO 02070763A1
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WO
WIPO (PCT)
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rolling
titanium alloy
less
phase
type titanium
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2002/001710
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English (en)
French (fr)
Inventor
Hideaki Fukai
Atsushi Ogawa
Kuninori Minakawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
NKK Corp
Nippon Kokan Ltd
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Publication date
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Ceased legal-status Critical Current

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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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals

Definitions

  • the present invention relates to a titanium alloy bar excellent in ductility, fatigue characteristics and workability, particularly to an a + i3 type titanium alloy bar and a method for manufacturing the same.
  • BACKGROUND ART Titanium alloys are used as structural materials in chemical plants, generators, aircraft, and other fields because of their high strength, lightness, and excellent corrosion resistance.
  • ⁇ +] 3 type titanium alloys that have high strength and relatively good workability.
  • Products using titanium alloy include various shapes such as thin plates, thick plates and bars.
  • the rod is used in its original shape, but in some cases it is processed into a complex shape, such as a threaded part of Porto, or it is used as a forged material. Excellent workability is required in addition to ductility and fatigue properties.
  • Figure 1 shows a typical method of manufacturing a bar.
  • the temperature of the material to be rolled increases during hot rolling due to the heat generated during processing, so that stable hot rolling cannot be performed and ductility and fatigue properties
  • the temperature of the material to be rolled rises to the i3 transformation point or higher, the ⁇ ⁇ Therefore, excellent ductility and fatigue properties cannot be obtained.
  • the transformation point is high, the temperature of the material to be rolled hardly becomes higher than the i3 transformation point due to the heat generated during processing. Ductile, fatigue properties and workability cannot be obtained.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-82101 discloses a method of reducing the cross-sectional reduction rate per rolling pass at 0: zone temperature and + / 3 zone temperature to 40% or less. Is disclosed.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-25465 discloses a method of water-cooling a material to be rolled in order to suppress a rise in temperature due to heat generated during processing.
  • Paper 1 “Hot Bar Rolling of Ti-6A1-4V in a Controllable Continuous Mill (Titanium '92 Science and Technology)”, the rolling speed is used to suppress the heat generated during processing.
  • Figure 3 shows the relationship between the temperature of the material to be rolled and the rolling time in bar rolling of the Ti-6A4V alloy and the Ti-44.5Al-3V-2Fe-2Mo alloy.
  • the heating temperature is 950 ° for the Ti-6A4 4V alloy (: for the Ti-4.5A3 3V-2Fe-2 ⁇ 'alloy, the j3 transformation point of which is 100 ° C lower than the Ti-6A4V alloy)
  • the temperature was lowered to 850 ° C by the difference between the three transformation points.
  • Rolling was performed using a reverse mill and a tandem mill, and the rolling speed, rolling reduction, and pass schedule were the same for both alloys. Rolling on a reverse rolling mill was 2.7 mI sec for both alloys, and rolling 3 ⁇ 4i in the tandem rolling mill was 2.25 m / sec for both alloys in the final rolling pass, which was the fastest.
  • the rolling speed is lower than the rolling speed (6 m / sec) described in the above paper 1.
  • the cross-sectional reduction rate is set to 26% at maximum for both alloys.
  • the a + jS type titanium alloy bar has a process of hot rolling the titanium alloy of the above component so that the surface temperature is always below the ⁇ transformation point. It can be manufactured by a method. Brief description of the drawings- FIG. 1 is a diagram showing a typical method of manufacturing a bar.
  • A1 It is an essential element for stabilizing the phase and also contributes to high strength. If it is less than 4, high strength is not sufficiently achieved, and if it exceeds 5%, ductility deteriorates.
  • V An element that stabilizes the three phases and also contributes to high strength. If it is less than 2.5%, high strength is not sufficiently achieved, and) the three phases are not stable. If it exceeds 3.5%, the transformation temperature range is reduced due to the decrease of the 0 transformation point, and the cost is increased. Invite.
  • the temperature rise due to the heat generated during the process causes coarsening of crystal grains and formation of a needle-like structure. Furthermore, the reason why the finished surface temperature, which is the surface temperature immediately after the rolled material has completed the final rolling pass, is in the range of -300) ° C or more and (T 3-100) ° C or less is ⁇ -300) ° c If it is less than the above, cracking sensitivity and deformation resistance will increase, and if it exceeds (Tjs-loo) ° c, crystal grains will be coarse.
  • hot rolling is performed in a plurality of rolling passes, it is preferable to reduce the rolling reduction per rolling pass to 40% or less in order to prevent a temperature rise due to heat generated during processing.
  • the rolling speed is preferably set to 6 m / sec or less in order to prevent a temperature rise due to heat generated during processing.
  • Rolled material of 125 thigh angle was cut out from titanium alloys AO1 (within the scope of the present invention) and A02 (outside the scope of the present invention) of the chemical composition shown in Table 1 and A02 (within the scope of the present invention). Under the indicated rolling conditions B01-B18, rods having a diameter of 0 strokes or 50 bars were manufactured.
  • the time between rolling passes in Table 2 is ⁇ when the time between rolling passes is 0.167 XS 1/2 sec or more in all rolling passes and X when not.
  • Table 3-Table 20 show the cross-sectional area S, rolling reduction, 0.167 XS 1/2 time between rolling passes, surface temperature and rolled body of the material to be rolled in each rolling pass under each rolling condition.
  • R represents a reverse rolling mill
  • T represents a tandem rolling mill.
  • Tensile tests were performed on the manufactured rods after annealing at 700 ° C or more and 720 ° C or less, and the yield strength (0.2 3 ⁇ 4PS), tensile strength (UTS), extension (El), and drawing (RA) were measured.
  • Table 21 shows the results.
  • the absence of the crystal grain size in the microstructures in the table means that the site consisted only of the ⁇ -structure mainly composed of acicular a, and no equiaxed pro-eutectoid ⁇ -phase could be observed.
  • the finished surface temperature is lower than (T) 3-300) ° C, the temperature of the material to be rolled is too low, the workability is reduced, and cracks occur during rolling.
  • the surface temperature is higher than (T) 3-100), as in the rolling conditions # 04, # 05 and # 07, the microstructure cannot be refined and the ductility and fatigue properties deteriorate.
  • the surface temperature of the material to be rolled is lower than (T j8-300) ° C, the surface temperature of the material to be rolled is too low and cracks occur during rolling.
  • the surface temperature of the material to be rolled is higher than ( ⁇ ⁇ -50) ° C, the center of the roll and the 1 / 4D yarn 13 ⁇ 4 are stitched as in the rolling conditions B02-B05, B07 and B11. It becomes a ⁇ -yarn mainly composed of a shape and has poor ductility and fatigue properties.
  • ⁇ + type titanium alloys in which the volume fraction of proeutectoid ⁇ phase is 50% or more and 80% or less and the average crystal grain size of proeutectoid phase is 6 m or less
  • Kt 3) fatigue strength of 200 MPa.
  • the bar manufactured using rolling conditions B10 and B12 using A02 whose chemical composition is out of the range of the present invention since the rolling conditions were within the range of the present invention, the heat generation during processing was suppressed. Since the particle size exceeds 10, sufficient ductility and fatigue strength cannot be obtained.
  • a cylindrical test piece of ⁇ 8 thigh ⁇ 12 thigh was collected from the radial center of the bar manufactured under the rolling conditions B0-B18 in Example 1 and heated to 800 ° C., compressed by 70%, and compressed. The hot forgeability was evaluated by examining the surface for cracks and rough surfaces.
  • Bars manufactured under rolling conditions B01, B06, B08, B09, B16, ⁇ , and B18 in which the microfilament falls within the scope of the present invention did not cause cracking or roughening, and obtained good hot forgeability.
  • rods manufactured under rolling conditions B10 and B12 in which the crystal grain size of the pro-eutectoid ⁇ phase exceeded 10 m did not crack, but roughened the surface.
  • both the cracks and the rough surface occurred in the bars manufactured under the rolling conditions ⁇ 02, ⁇ 03, ⁇ 04, ⁇ 05, ⁇ 07, Bll, ⁇ 14, and B15 in which the center and the 1 / 4D part consisted of only / 3 phase. .
  • the crystal grain size and the volume fraction of the pro-eutectoid ⁇ phase are within the range of the present invention, but the aspect ratio of the crystal grains in a cross section parallel to the rolling direction is determined. With rolling condition B13 exceeding 4, the surface roughness still occurred c
  • the unit is mass%

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Description

明細書 チタン合金棒材およびその製造方法 技術分野 本発明は、 延性、 疲労特性および加工性に優れたチタン合金棒材、 特に、 a + i3 型チタン合金棒材およびその製造方法に関する。 背景技術 チタン合金は、高強度で、 軽く、 その上耐食性にも優れているので、 化学プラン ト、 発電機、 航空機などの分野で構造用材料として用いられている。 なかでも、 高 強度であり、 比較的良好な加工性を備えている α + ]3型チタン合金が多角されてい る。
チタン合金を用いた製品には、 薄板、 厚板ゃ棒材など様々な形状のものがある。 棒材には、 そのままの形状で使用される場合もあるが、 ポルトのネジ部のように複 雑な形状に加工されたり、 鍛造素材として使用される場合もあるので、 棒材自体の 優れた延性や疲労特性の他 、 優れた加工性も要求される。
図 1に、 棒材の代表的な製造方法を示す。
溶解により製造されたインゴットは、 鍛造によりビレツトに加工され圧延素材と なる。 図 2Α、 2Β に示すように、 圧延は、 ビレットを加熱炉で加熱後、 リバース型 圧延機あるいはタンデム型圧延機により行われ、 必要に応じて中間加熱炉により圧 延可能な温度まで再加熱される。
しカ 、 チタン合金棒材、 特に、 α + 型チタン合金棒材では、 加工発熱により 熱間圧延中に被圧延材の温度が上昇するため、 安定した熱間圧延ができず、 延性、 疲労特性、 加工性ともに優れたチタン合金棒材が得られないのが実状である。 例え ば、 被圧延材の温度が i3変態点以上まで上昇すると、 針状の α相が主体の 挪戠と なるため、 優れた延性や疲労特性が得られない。 また、 変態点が高いため、 加工 発熱により被圧延材の温度が i3変態点以上になり難い Ti-6A卜 4V合金の場合でも、 加工発熱により圧延温度が上昇すると粒成長が促進され、 優れた延性、 疲労特性お よび加工性が得られない。
加工発熱による温度上昇の問題を解決する方法として、 特開昭 59-82101 号公報 には、 0：域温度およびひ + /3域温度での 1圧延パス当たりの断面減少率を 40 %以 下にする圧延方法が開示されている。 また特開昭 58-25465号公報には、 加工発熱 による温度上昇を抑えるために被圧延材を水冷する方法が開示されている。 さらに、 論文 1 ： 「Hot Bar Rol l ing of Ti-6A1-4V in a Cont inuous Mi l l (Ti tanium '92 Sc ience and Technology)」 には、 加工発熱自体を抑制するために圧延速度を使用 する圧延機の性能限界まで低速化することが記載されている。 しかしながら、 特開昭 59-82101号公報および特開昭 58-25465号公報の方法では、 延性、 疲労特性および加工性ともに優れたチタン合金棒材が得られない。
また、 特開昭 59-82102号公報の方法により 1圧延パス当たり 40 %以下の断面減 少率としても、 合金の種類によっては加工発熱の抑制が不充分の場合もある。 さら に、 特開昭 58-25465号公報の方法では、 水冷しているため水素吸収による材質劣 化が生じたり、 急速冷却による歪みのために正確な温度制御が困難になるという問 題もある。
論文 1に記載の方法は、 対象が T卜 6Aト 4V合金であって、 以下に示すように、 加 ェ発熱が大きくより低温域で圧延される合金に対しては必ずしも当てはまらず、 優 れた延 '1生、 疲労特性および加工性が得られない。
図 3に、 Ti- 6A卜 4V合金および Ti- 4· 5Al-3V-2Fe-2Mo合金の棒材圧延における被 圧延材の温度と圧延時間の関係を示す。
ここで、 加熱温度は、 Ti-6A卜 4V合金では 950 ° (：、 j3変態点が Ti-6A卜 4V合金よ り 100 °C低い Ti- 4. 5A卜 3V-2Fe- 2Μο '合金では )3変態点の差の分だけ下げて 850 °C とした。 圧延は、 リバース型圧延機およびタンデム型圧延機を用いて行い、 圧延速 度、 圧下率、 パススケジュールは両合金とも同じにした。 リバ一ス圧延機での圧延 は両合金とも 2. 7 m I sec, タンデム圧延機での圧延 ¾i は最も速くなる最終 圧延パスで両合金とも 2. 25 m / sec とした。 なお、 この圧延 は上記の論文 1 に記載の圧延速度 (6 m / sec) よりさらに低い速度である。 断面減少率は、 両合 金ともに最大で 26 %とした。
Ti - 6A卜 4V合金の圧延の場合には、 この合金の /3変態点である 1000 °Cより充分 に低温域で圧延が行われ、 良好な が得られる。 一方、 Ti-4. 5Al-3V-2Fe-2Mo合 金の場合には、 /3変態点が低い分だけカロ熱温度を低下させたにもかかわらず、 低温 圧延により変形抵抗が増大して加工発熱が大きくなり、 β変態点を超える温度域ま で被圧延材の温度が上昇して良好な組織が得られない。 したがって、 優れた延性、 疲労特性および加工性が得られないことになる。 このことは、 圧延 のみならず、 圧延温度、 圧下率、 圧延パス間時間などの圧延条件を考慮する必要のあることを示 唆している。 発明の開示 本発明の目的は、 延性、 疲労特性および加工性に優れた高強度チタン合金棒材ぉ よびその製造方法を提供することにある。 この目的は、 実質的に、 質量％で、 A1： 4 %以上 5 %以下、 V： 2. 5 %以上 3. 5 %以 下、 Fe： 1. 5 %以上 2. 5 %以下、 Mo： 1. 5 %以上 2. 5 ¾以下、 残部： Tiからなり、 か つ初析ひ相の体積分率が 10 %以上 90 %以下、 初析 α相の平均結晶粒径が 10 m 以下、 圧延方向に平行な断面における初析ひ相の結晶粒のァスぺクト比が 4以下で ある α + /3型チ夕ン合金棒材によつて達成される。
この a + jS型チタン合金棒材は、 上記成分のチタン合金を、 その表面温度が常に β変態点以下になるように熱間圧延する工程を有する α + ]3型チタン合金棒材の製 造方法により製造できる。 図面の簡単な説明 - 図 1は、 棒材の代表的な製造方法を示す図である。
図 2は、 棒材圧延の工程を示す図である。
図 3は、 Ti- 6A卜 4V合金および Ti- 4. 5Al-3V-2Fe-2Mo合金の棒材圧延における被 圧延材の温度と圧延時間の関係を示す図である。
図 4は、 初析 0；相の平均結晶粒径と高温引張試験による全伸びとの関係を示す図 である。
図 5は、 初析ひ相の平均結晶粒径と疲労試験における 108回での疲労強度との関 係を示す図である。
図 6は、 表層部と中心部の温度の経時変化を示す図である。
図 7は、 被圧延材の断面積と、 表層部と中心部の温度差との関係を示す図である。 発明の実施の形態 まず、 本発明者等は、 α + 型チタン合金棒材の纖をどのような繊にすれば、 優れた延性、 疲労特性および加工性が得られるかを検討した。 その結果、 以下のこ とが明らかになった。
+ /3型チタン合金は初析 a相と変態 i3相から成るが、 すべり系が少ない HCP構 造を有する a相の体積分率が極めて多くなつたり、 針状 α;相を内部に有する変態 β 相の体積分率が極めて多くなつても加工性や延性が低下するので、 初析 相の体積 分率は 10 %以上 90 %以下とする。 なお、 熱間加工の加熱時にひ相と ]3相との体積 分率が等しいか、 あるいは近い場合にはさらに加工性は良好となるので、 初析 a相 の体積分率は 50 %以上 80 %以下が望ましい。
図 4に、 初析ひ相の平均結晶粒径と高温引張試験による全伸びとの関係を示す。 初析ひ相の平均結晶粒径が 10 mを超えると、 高温引張試験による全伸びが急 激に低下する。 また、 それにともない加工性が低下する。
図 5に、 初析ひ相の平均結晶粒径と疲労試験における 108回での疲労強度との関 係を示す。 初析ひ相の平均結晶粒径が 10 ； mを超えると、 疲労強度が低下する。 また、 初 析 相の平均結晶粒径が 6 mより小さいと、 より高い疲労強度が得られる。
棒材を鍛造する場合、 金型に接しない自由変形面では結晶粒の形状、 すなわち結 晶粒のアスペクト比に起因して肌荒れが発生する。 一般に棒材の場合は、 結晶粒が 圧延方向に展伸する傾向にある。 特に、 アップセット鍛造のような塌合には、 展伸 した組織が自由変形面となる棒材の側面表面に現れるため、 鍛造後の製品の肌荒れ を防ぐには、 鍛造時のアスペクト比が大きくなり過ぎないように、 具体的には棒材 の圧延方向に平行な断面での初析 a相の結晶粒のァスぺクト比を 4以下にする必要 がある。
以上のことから、 初析 a相の体積分率を 10 %以上 90 %以下、 より好ましくは 50 %以上 80 %以下、 初析 a相の平均結晶粒径を 10 m以下、 より好ましくは 6 以下、 さらに圧延方向に平行な断面での初析 a相の結晶粒のアスペクト比を 4 以下にすれば、 延性、 疲労特性および加工性に優れた高強度チタン合金棒材が得ら れる。
このような繊を有する a + 3型チタン合金棒材は、 実質的に、 質量％で、 A1： 4 %以上 5 %以下、 V： 2. 5 以上 3. 5 %以下、 Fe： 1. 5 %以上 2. 5 %以下、 Mo： 1. 5 ¾ 以上 2. 5 %以下、 残部： Tiからなる成分とする必要がある。 各元素の含有量の限定 理由を以下に説明する。
A1： ひ相を安定化させるのに必須の元素であり、 高強度化にも寄与する元素であ る。 4 未満では高強度が十分に達成されず、 5 %を超えると延性が劣化する。
V： ]3相を安定ィ匕させる元素であり、 高強度化にも寄与する元素である。 2. 5 %未 満では高強度が十分に達成されないとともに、 ）3相が安定せず、 3. 5 %を超えると 0変態点の低下により加工温度領域が狭くなることに加え、 高コスト化を招く。
Mo : /3相を安定化させる元素であり、 高強度ィ匕にも寄与する元素である。 1. 5 ¾ 未満では高強度ィ匕が十分に達成されないとともに、 jS相が安定せず、 2. 5%を超える と β変態点の低下により加工温度領域が狭くなることに加え、 高コスト化を招く。
Fe : /3相を安定化させる元素であり、 高強度化にも寄与する元素である。 また、 拡散速度が速く加工性を改善する効果を有するが、 1. 5 %未満では高強度化が十分 に達成されないとともに、 J3相が安定せず、 優れた加工性が得られない。 2. 5 %を 超えると /3変態点の低下により加工温度領域が狭くなることに加え、 偏析による特 性の劣化を招く。
本発明の α + 3型チタン合金棒材は、 上記の成分の α + (3型チタン合金を、 加熱 温度、 圧延温度域、 圧下率、 圧延速度、 パス間時間などの圧延条件を調整して加工 発熱による温度上昇を抑制しながら、 その表面温度が常に) 3変態点以下になるよう に熱間圧延する方法により製造できる。 例えば、 /3変態点が Τ 3 。(：である《 + ]3型 チダン合金を、 表面温度が (Τ β - 150) °C以上 °C以下の範囲になるように加 熱する工程と、 加熱された 型チタン合金を、 圧延中の被圧延材の表面温度が (T )S - 300) °C以上 (Τ β - 50) °C以下の範囲に、 仕上表面温度が （T /3 - 300) °C以上 （Τ - 100) °C以下の範囲になるように熱間圧延する工程を有する方法で ある。
ここで、 圧延前に表面温度を （T /3 - 150) °C以上 Ί β °C以下の範囲に加熱する 理由は、 （T /3 - 150) 未満だと圧延最終段階における被圧延材の温度低下が大き くなり割れ感受性や変形抵抗の上昇を引き起こし、 Τ β °Cを超えると被圧延材の組 織が針状 を主体とする β となり延性や加工性が劣ィ匕するためである。 また、 圧延中の被圧延材の表面温度を （Τ ]3 - 300) °C以上 （Τ - 50) °C以下の範囲に する理由は、 （T i3 - 300) °C未満だと熱間加工性が低下し割れなどの問題が生じ、 (Ί β - 50) °Cを超えると加工発熱による温度上昇で結晶粒の粗大化や針状組織の 形成を招くためである。 さらに、 被圧延材が最終圧延パスを終えた直後の表面温度 である仕上表面温度を - 300) °C以上 （T 3 - 100) °C以下の範囲にする理由 は、 αβ - 300) °c未満だと割れ感受性や変形抵抗が上昇し、 （Tjs - loo) °cを超 えると結晶粒の粗大ィ匕を招くためである。
熱間圧延は複数回の圧延パスにより行われるが、 加工発熱による温度上昇を防ぐ ために、 1圧延パス当りの圧下率を 40 %以下にすることが好ましい。
熱間圧延をリバース型圧延機を用いて行うとき、 加工発熱による温度上昇を防ぐ ために、 圧延速度を 6 m / sec以下にすることが好ましい。 また、 タンデム型圧延 機を用いて行うときは、 圧延 ¾ ^を 1. 5 m I sec以下にすることが好ましい。 各圧延パス後、 被圧延材は表面から冷却されるので、 加工発熱による温度上昇が あっても、 被圧延材表層部では次の圧延パスまでにある程度の温度低下がある。 し かし、 図 6に示すように、 被圧延材の径が大きい場合は （直径 106 画の場合） 被 圧延材の中心部での温度低下が小さいため、 被圧延材の表層部と中心部で大きな温 度差が現れる。 中心部の温度低下が小さい場合は、 中心部の温度が低下する前に次 の圧延パスを受け、 加工発熱によってさらに温度が上昇する。 この現象が続けば、 中心部は初期温度より高温で圧延されることになる。 このため、 被圧延材の径が大 きい場合は、 十分な圧延パス間時間を取って中心部を冷却する必要がある。
そこで、 本発明者らが表層部と中心部の温度差について詳細に検討したところ、 図 7 に示すように、 温度差は被圧延材の圧延方向と直角方向の断面積が 3500 mm2 以上で顕著に大きくなり、 そのような大きな断面積を有する被圧延材を断面積が S 画2となるように圧延したとき、 次の圧延を開始するまでの時間を 0. 167XS1/2 sec 以上にすることが温度差を小さくでき、 均一な特性の棒材を製造する上で好ましい ことを見出した。
なお、 本発明の製造方法においては、 被圧延材の表面温度が常に 13変態点以下に なるように圧延するため、 圧延パス間時間や被圧延材の径によっては被圧延材の表 面温度が圧延中に適切な圧延温度域より低温側に外れる可能性がある。 そのような 場合は、 高周波加熱設備などにより再加熱することも可能である。 · 実施例 1
表 1 に示す化学成分のひ + i3型チタン合金 AO 1 (本発明範囲内） および A02 (本 発明範囲外） より 125 腿角の圧延素材を切り出し、 力リバ一圧延機を用いて表 2 に示す圧延条件 B01- B18で直径 0 画または 50 廳の棒材を製造した。 表 2におけ る圧延パス間時間は、 各圧延条件において、 全ての圧延パスで圧延パス間時間が 0. 167 XS1/2 sec以上になっている場合を〇で、 なっていない場合を Xで示してある。 また、 各圧延条件におけるそれぞれめ圧延パスでの被圧延材の断面積 S、 圧下率、 0. 167 X S1/2 圧延パス間時間、 表面温度および圧延體を表 3 -表 20に示した。 表中の圧延設備欄の Rはリバース圧延機、 Tはタンデム圧延機を表す。 製造した棒材を 700 °C以上 720 °C以下で焼鈍後引張試験を行い、 降伏強度 (0. 2 ¾PS) , 引張強度 （UTS)、 のび （El)、 絞り （RA) を測定した。 また、 平滑試験 (条件： Kt = 1) および切欠試験 （条件： Kt = 3) を行い、 疲労強度を測定した。 さらに、 微細繊を調べるために、 棒材の中心部および直径の 1/4位置 (1/4D) の ミクロ組織の観察を行い、 初析 α相の結晶粒径、 その体積分率および圧延方向に平 行な断面での結晶粒のァスぺクト比を測定した。
結果を表 21 に示す。 表のミクロ組織で結晶粒径の記載がないところは、 その部 位が針状 aを主体とする β組織のみからなり、 等軸の初析 α相を観測できなかつた ためである。
表面の加熱温度が （T j3 - 150) °C未満の場合は、 被圧延材の表面温度が低過ぎ、 圧延荷重が超過して圧延できなかった。 また、 加熱温度が T )S °Cより高い場合は、 圧延条件 B02および B11のように、 圧延パス間時間が本発明範囲内であっても被圧 延材の表面温度が高過ぎるため、 加工発熱によって被圧延材の表面温度が T j6を超 え、 中心部の垂が針状 αを主体とする jS繊となり、 延性や疲労特性が劣化する。 仕上表面温度が （T )3 - 300) °C未満の場合は、 被圧延材の温度が低過ぎ、 加工 性が低下して圧延中に割れが生じる。 また、 仕上表面温度が （T )3 - 100) より 高い場合は、 圧延条件 Β04、 Β05および Β07のように、 組織の微細化が図れず延性 や疲労特性が劣化する。
圧延中の被圧延材の表面温度が （T j8 - 300) °C未満の場合は、 被圧延材の表面 温度が低過ぎ、 圧延中に割れが生じる。 また、 被圧延材の表面温度が (Ί β - 50) °Cより高い場合は、 圧延条件 B02- B05、 B07および B11のように、 圧延後の中心部 や 1/4D部の糸 1¾が針状 を主体とする β糸 となり延性や疲労特性が劣ィ匕する。
1圧延パスの圧下率が 40 %を超えると、 加工発熱が大きくなり、 被圧延材の温度 が Τ βを超え∞の微細化が図れなかった。
圧延条件 Β のようにリバース型圧延機を用い、 圧延速度が 6 m / secを超える と、 また圧延条件 B15のようにタンデム型圧延機を用い、 圧延 ¾! が 1. 5 m / sec を超えると、 加工発熱が大きくなり、 被圧延材の表面温度が T jSを超え、 組織の微 細化が図れなかった。 圧延パス間時間が本発明範囲外の場合は、 加工発熱による被圧延材の表面温度上 昇が放冷による温度低下に勝り、 被圧延材の表面温度が T )8を超え、 糸職の微細化 が図れなかった。
化学成分が本発明範囲内の A01 を用い、 圧延条件 BOK B06、 B08、 B09、 B16、 B17および B18によって製造した棒材では、 初析ひ相の結晶粒径が 10 以下の 均一な微細糸 Ιϋが観察され、 優れた延性や疲労特性が得られる。 これらは、 伸びが 15 %以上、 絞りが 40 %以上、 平滑の疲労強度が 500 MPa以上でかつ切欠 （Kt=3) の疲労強度が 200 MPaというより優れた延性や疲労特性が得られる。 さらに、 圧延 条件 B01、 B06、 B08および B09のように初析 α相の体積分率が 50 %以上 80 %以下、 初析ひ相の平均結晶粒径が 6 m以下である α + 型チタン合金棒材によって、 伸 びが 20 %以上、 絞りが 50 以上、 平滑の疲労強度が 550 MPa以上でかつ切欠 (Kt=3) の疲労強度が 200 MPaというさらに優れた延性や疲労特性が得られる。 一方、 化学成分が本発明範囲外の A02を用い、 圧延条件 B10および B12によって 製造した棒材では、 圧延条件が本発明範囲内であるため加工発熱は抑制されたが、 初析ひ相の結晶粒径が 10 を超えたため、 十分な延性や疲労強度が得られない。 実施例 2
実施例 1で圧延条件 B0卜 B18により製造した棒材の径方向中心部より Φ 8腿 X高 さ 12腿 の円柱試験片を採取し、 800 °Cに加熱して 70 %圧縮し、 圧縮後の表面に おける割れや肌荒れの発生の有無を調べて、 熱間鍛造性の評価を行った。
結果を表 21に示す。
ミクロ糸慮が本発明範囲内に入る圧延条件 B01、 B06、 B08、 B09、 B16、 ΒΠ、 B18 で製造された棒材では、 割れや肌荒れが発生せず良好な熱間鍛造性が得られた。 一方、 初析 α相の結晶粒径が 10 mを超える圧延条件 B10、 B12で製造された棒 材では、 割れは発生しなかったが肌荒れが発生した。 また、 中心部や 1/4D部が /3 相のみからなる圧延条件 Β02、 Β03、 Β04、 Β05、 Β07、 Bl l、 Β14、 B15で製造された 棒材では、 割れと肌荒れの両方が発生した。 さらに、 初析 α相の結晶粒径および体 積分率は本発明範囲内であるが、 圧延方向に平行な断面での結晶粒のァスぺクト比 が 4を超える圧延条件 B13では、 やはり肌荒れが生じた c
表 1
Figure imgf000012_0001
単位は質量％
表 2
Figure imgf000013_0001
下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示す。
' tfc延柒件： ■ ■ パス数 断面積 圧下率 0.167V S ス間時間 圧延速度
(.mm ) (%) sec) sec) vm/sec) rc)
15625
1 16.8 25 2.7 790 R
13000 19.0
2 15.4 25 2.7 796 R
1 1000 17.5
3 13.6 25 2.7 801 R
9500 16.3
4 15.8 25 2.7 803 R
8000 14.9
5 18.8 25 2.7 81 1 R
6500 13.5
6 20.0 25 2.7 801 R
5200 12.0
7 20.2 25 2.7 779
4150 10.8
8 20.5 25 2.7 761 R
3300 9.6
g 25.8 25 2.7 738 R
2450 8.3
10 24.5 25 2.7 719 R
1850 7.2
1 1 21.6 5 . 0-35ひ..： 721 T
1450 6.4
12 20.7 5 0,466 732 T
1150 5.7
13 21.7 5 Q.581 739 T
900 5.0
14 22.2 5 0.733 745 T
700 4.4
15 21.4 5 0.871 741 T
550 3.9
16 23.6 5 0.982 730 T
420 3.4
17 23.8 1.125 714 τ
320
Figure imgf000015_0001
- tfciik条件： BtW
ハス数 断 ¾積 l± f毕 0.167 S 1、ス間時 f*日， tt延: 1≤度 圧延
(mm ノ (%) (sec) (sec) (m/sec) C) 設備
15625
1 16.8 25 2.7 890 R
13000 19.0
2 15.4 25 2.7 894 R
11000 17.5
3 13.6 25 2.7 899 R
9500 16.3
4 15.8 25 2.7 906 R
8000 14.9
5 18.8 25 2.7 911 R
6500 13.5
6 20.0 25 2.7 902 R
5200 12.0
7 20.2 25 2.7 889 R
4150 10.8
8 20.5 25 2.7 881 R
3300 9.6
9 25.8 25 2.7 867 R
2450 8.3
10 24.5 25 . 2.7 ； 860 R
1850 7.2
1 1 21.6 5 . 0；350 852 丁
1450 6.4
12 20.7 5 ： ,0.466 . 839 T
1150 5.7
13 21.7 5 .0.5&1 830 T
900 5.0
14 22.2 5 o,?3a 820 T
700 4.4
15 21.4 5 0.871； ■ 803 T
550 3.9
16 23.6 5 .0.982 784 T
420 3.4
17 23.8 1.t25 764 T
320
Figure imgf000017_0001
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000019_0001
W
18 表 9
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000021_0001
Figure imgf000022_0001
Figure imgf000023_0001
Figure imgf000024_0001
Figure imgf000025_0001
Figure imgf000026_0001
Si拏
OlLlO/ZOdT/lDd
Figure imgf000027_0001
Figure imgf000028_0001
Figure imgf000029_0001
Figure imgf000030_0001
一 fcv:l2 OAV
o
Figure imgf000031_0001
表 21
0. 2%
PS UTS El RA 疲労強度 ミクロ組織 鍛造特性 圧延条件 平;-骨試験 切欠試験 1 /4D 中心 割れの 肌荒れの 備考 結晶粒径体積分率 ァスへ "ク卜 結晶粒径体積分率 ァスへ'ゥト 発生 発生
(MPa) (MPa) (¾) ( ) (Kt=1 ) (Kt=3) ( Ai m) (%) 比 ( U m) (%) 比
B01 931 1030 20.4 51.9 565 230 2.5 66 1.5 2.7 66 1.8 なし なし 本発明例
B02 885 1009 3.5 12.3 350 120 3.7 59 4.1 —— —— —— ぁリ fcリ 比較例
B03 879 1010 4.1 13.5 355 125 3.4 58 . 4.4 —— —— ぁリ feu 比較例
B04 881 101 1 4.1 1 1.6 365 1 15 —— —— ' —— —— .—— , おり おり 比較例
B05 874 1014 3.8 1 1.1 360 100 3.8 29 ； 4.2 —— —— ~-. リ お 比較例
B06 921 1020 20.0 50.8 560 5.4 60 2.1 5.8 68 2.2 な 1 な I 本発明例
B07 887 1005 3.7 12.1 5.9 31 4.3 —— C U J 比較例
B08 930 1030 20.5 52.3 ク 1.7 67 1.9 1.9 69 2.3 な ' 1し し 本発明例
B09 929 1027 20.1 50.1 u ク i n 4.1 62 1.7 4.9 64 2.1 'よし ' し 本発明例
B10 91 1 1019 14.8 43.3 480 185 1 1.4 89 2.8 12.0 88 3.2 なし あり 比較例
B1 1 863 1012 3.6 9.8 230 95 13.2 85 < 2：9 あり あり 比較例
B12 902 101 1 13.8 42.1 440 175 14.5 80 3.0 15.0 89 3.4 なし あり 比較例
B13 899 987 12.1 38.2 395 155 5.5 85 4.2 5.8 87 4.5 なし 比較例
B14 884 971 13.7 34.5 345 1 15 ,:: 5.2 84： 4.2 あり -あり 比較例
B15 .894 955 1 1.9 33.3 340 120 5.3 81 . 4.3 あり あり it較例
B16 910 1014 17.4 40.1 505 205, 6.2 63 2.5 6.4 60 2.7 なし なし 本堯明例
B1 7 914 1021 18.3 42.3 510 205 5.8 64 2.7 6.3 61 2.9 なし なし 本発明例
B18 902 1008 15.6 40.1 500 200 6.5 60 3.1 6.6 60 3.3 なし なし 本発明例

Claims

請求の範囲
1. 実質的に、 質量 rc、 A1： 4 ¾以上 5 ¾以下、 V： 2.5 ¾以上 3.5 ¾以下、 Fe： 1.5 以上 2.5 以下、 Mo : 1.5 ¾以上 2.5 以下、 残部： Tiからなり、 かつ初析 α 相の体積分率が 10 ¾以上 90 ¾以下、 前記初析 α相の平均結晶粒径が 10 / m以下、 圧延方向に平行な断面における前記初析 α相の結晶粒のァスぺク卜比が 4以下であ る " + )3型チタン合金棒材。
2. 初析ひ相の体積分率が 50 ¾以上 80 ¾以下、 前記初析 α相の平均結晶粒径が 6 tm以下である請求の範囲 1の α+ 型チタン合金棒材。
3. 実質的に、 質量 ¾で、 A1： 4 以上 5 ¾以下、 V： 2.5 ¾以上 3.5 ¾以下、 Fe： 1.5 以上 2.5 ¾以下、 Mo： 1.5 ¾以上 2.5 以下、 残部： Tiからなる α + 3型チタ ン合金を、 その表面温度が常に 13変態点以下になるように熱間圧延する工程を有す る α + 0型チタン合金棒材の製造方法。
4. β変態点が Ίβ ^である α + β型チタン合金を、 表面温度が - 150) で以 上 Τ で以下の範囲になるように加熱する工程と、
前記加熱された α + 型チタン合金を、 圧延中の被圧延材の表面温度が （Τ/3 - 300) 以上 （Τ3 - 50) 以下の範囲に、 最終圧延パスを終えた直後の表面温度 である仕上表面温度が (Τ - 300) で以上 （Τ/3 - 100) で以下の範囲になるよう に熱間圧延する工程と、
を有する請求の範囲 3の α + ]3型チタン合金棒材の製造方法。
5. 熱間圧延する工程において、 1 圧延パス当りの圧下率を 40 ¾以下とする請求の 範囲 4の α + /3型チタン合金棒材の製造方法。
6. 熱間圧延をリバース型圧延機で行う場合、 圧延 i ^を 6 m / sec 以下とする請 求の範囲 4の α + iS型チタン合金棒材の製造方法。
7. 熱間圧延をタンデム型圧延機で行う場合、 圧延速度を 1. 5 m / sec 以下とする 請求の範囲 4のひ + 3型チタン合金棒材の製造方法。
8. 熱間圧延工程において、 3500 mm2以上の圧延方向に垂直方向の断面積を有す る被圧延材を前記断面積が S 匪2となるように圧延したとき、 次の圧延を開始する までの時間を 0. 167XS1/2 sec以上とする請求の範囲 4の + /3型チタン合金棒材 の製造方法。
9. 熱間圧延工程において、 被圧延材を圧延中に再加熱する請求の範囲 4 の α + β 型チタン合金棒材の製造方法。
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Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015101749A (ja) * 2013-11-22 2015-06-04 東邦チタニウム株式会社 α＋β型チタン合金および同合金の製造方法
US9523137B2 (en) 2004-05-21 2016-12-20 Ati Properties Llc Metastable β-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US9616480B2 (en) 2011-06-01 2017-04-11 Ati Properties Llc Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9624567B2 (en) 2010-09-15 2017-04-18 Ati Properties Llc Methods for processing titanium alloys
CN107138523A (zh) * 2017-06-29 2017-09-08 西部超导材料科技股份有限公司 一种tb9钛合金丝棒材及其轧制方法
US9765420B2 (en) 2010-07-19 2017-09-19 Ati Properties Llc Processing of α/β titanium alloys
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US9796005B2 (en) 2003-05-09 2017-10-24 Ati Properties Llc Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
CN109283205A (zh) * 2018-10-19 2019-01-29 中国航发北京航空材料研究院 一种钛合金组织中初生α相体积分数的测定方法
US10337093B2 (en) 2013-03-11 2019-07-02 Ati Properties Llc Non-magnetic alloy forgings
US10435775B2 (en) 2010-09-15 2019-10-08 Ati Properties Llc Processing routes for titanium and titanium alloys
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
WO2020101008A1 (ja) * 2018-11-15 2020-05-22 日本製鉄株式会社 チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
JP2021167448A (ja) * 2020-04-10 2021-10-21 日本製鉄株式会社 チタン合金棒材及びその製造方法
US12344918B2 (en) 2023-07-12 2025-07-01 Ati Properties Llc Titanium alloys

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4264411B2 (ja) * 2004-04-09 2009-05-20 新日本製鐵株式会社 高強度α＋β型チタン合金
RU2269584C1 (ru) * 2004-07-30 2006-02-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Сплав на основе титана
JP4655666B2 (ja) * 2005-02-23 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ゴルフクラブヘッド
RU2311248C1 (ru) * 2006-05-06 2007-11-27 Открытое акционерное общество "Всероссийский Институт Легких сплавов" (ОАО ВИЛС) Способ получения прутков из титановых сплавов (варианты)
RU2335571C2 (ru) * 2006-08-17 2008-10-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Способ изготовления плит из титановых сплавов
RU2383654C1 (ru) * 2008-10-22 2010-03-10 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Наноструктурный технически чистый титан для биомедицины и способ получения прутка из него
KR20160030333A (ko) 2011-02-24 2016-03-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 및 그 제조 방법
US9624566B2 (en) 2011-02-24 2017-04-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Alpha and beta titanium alloy sheet excellent in cold rollability and cold handling property and process for producing the same
RU2573158C2 (ru) 2011-06-17 2016-01-20 Титаниум Металс Корпорейшн СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИСТОВЫХ СПЛАВОВ АЛЬФА-БЕТА-Ti-Al-V-Mo-Fe
CN102586639A (zh) * 2012-03-16 2012-07-18 广州有色金属研究院 一种高速压制成形制备钛合金的方法
CN104532057B (zh) * 2014-12-11 2017-01-04 西部超导材料科技股份有限公司 一种Ti6242钛合金及其小规格棒材的制备方法
CN105251804B (zh) * 2015-10-28 2018-05-08 西部超导材料科技股份有限公司 一种tc6钛合金六方棒的轧制方法
WO2017111643A1 (ru) * 2015-12-22 2017-06-29 Акционерное Общество "Чепецкий Механический Завод" (Ао Чмз) Способ изготовления прутков из сплавов на основе титана
CN111545574A (zh) * 2020-05-20 2020-08-18 攀钢集团攀枝花钛材有限公司江油分公司 Ta15热轧板材组织控制的方法
CN114535343B (zh) * 2022-04-26 2022-08-30 西部宝德科技股份有限公司 钛纤维制备方法
AT526906B1 (de) * 2023-01-30 2025-02-15 Lkr Leichtmetallkompetenzzentrum Ranshofen Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Objektes aus einer alpha-beta-Titanlegierung und damit hergestelltes Objekt
CN116890030B (zh) * 2023-06-14 2025-10-28 陕西天成航空材料股份有限公司 一种钛合金棒材的轧制方法
CN117187723A (zh) * 2023-08-31 2023-12-08 西部超导材料科技股份有限公司 冷镦用tc16钛合金棒材的加工方法
CN117778808B (zh) * 2023-12-26 2026-02-10 深圳市优米特新材料科技有限公司 一种高塑性耐疲劳双态细晶钛合金及其制备方法和应用
CN119747435B (zh) * 2024-12-17 2025-09-19 西部超导材料科技股份有限公司 一种高性能叶片用tc4钛合金棒材及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5825465A (ja) * 1981-08-05 1983-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法
JPH05295502A (ja) * 1992-04-21 1993-11-09 Nkk Corp 超塑性加工用α＋β型チタン合金板の製造方法
JPH08103831A (ja) * 1994-10-05 1996-04-23 Nkk Corp チタン合金板材の打抜加工方法
JPH10306335A (ja) * 1997-04-30 1998-11-17 Nkk Corp （α＋β）型チタン合金棒線材およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5982101A (ja) * 1982-11-01 1984-05-12 Sumitomo Metal Ind Ltd チタン合金棒の製造方法
DE69024418T2 (de) * 1989-07-10 1996-05-15 Nippon Kokan Kk Legierung auf Titan-Basis und Verfahren zu deren Superplastischer Formgebung
US5362441A (en) * 1989-07-10 1994-11-08 Nkk Corporation Ti-Al-V-Mo-O alloys with an iron group element
US5346217A (en) * 1991-02-08 1994-09-13 Yamaha Corporation Hollow metal alloy wood-type golf head
JP3083225B2 (ja) * 1993-12-01 2000-09-04 オリエント時計株式会社 チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品
JP3114503B2 (ja) * 1994-07-14 2000-12-04 日本鋼管株式会社 局部的に耐磨耗性に優れた（α＋β）型チタン合金の製造方法
JP3319195B2 (ja) * 1994-12-05 2002-08-26 日本鋼管株式会社 α＋β型チタン合金の高靱化方法
JP4655666B2 (ja) * 2005-02-23 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ゴルフクラブヘッド

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5825465A (ja) * 1981-08-05 1983-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法
JPH05295502A (ja) * 1992-04-21 1993-11-09 Nkk Corp 超塑性加工用α＋β型チタン合金板の製造方法
JPH08103831A (ja) * 1994-10-05 1996-04-23 Nkk Corp チタン合金板材の打抜加工方法
JPH10306335A (ja) * 1997-04-30 1998-11-17 Nkk Corp （α＋β）型チタン合金棒線材およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1382695A4 *

Cited By (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9796005B2 (en) 2003-05-09 2017-10-24 Ati Properties Llc Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US9523137B2 (en) 2004-05-21 2016-12-20 Ati Properties Llc Metastable β-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10422027B2 (en) 2004-05-21 2019-09-24 Ati Properties Llc Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US10144999B2 (en) 2010-07-19 2018-12-04 Ati Properties Llc Processing of alpha/beta titanium alloys
US9765420B2 (en) 2010-07-19 2017-09-19 Ati Properties Llc Processing of α/β titanium alloys
US10435775B2 (en) 2010-09-15 2019-10-08 Ati Properties Llc Processing routes for titanium and titanium alloys
US9624567B2 (en) 2010-09-15 2017-04-18 Ati Properties Llc Methods for processing titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US10287655B2 (en) 2011-06-01 2019-05-14 Ati Properties Llc Nickel-base alloy and articles
US9616480B2 (en) 2011-06-01 2017-04-11 Ati Properties Llc Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US10570469B2 (en) 2013-02-26 2020-02-25 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US10337093B2 (en) 2013-03-11 2019-07-02 Ati Properties Llc Non-magnetic alloy forgings
US10370751B2 (en) 2013-03-15 2019-08-06 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
JP2015101749A (ja) * 2013-11-22 2015-06-04 東邦チタニウム株式会社 α＋β型チタン合金および同合金の製造方法
US10808298B2 (en) 2015-01-12 2020-10-20 Ati Properties Llc Titanium alloy
US12168817B2 (en) 2015-01-12 2024-12-17 Ati Properties Llc Titanium alloy
US11851734B2 (en) 2015-01-12 2023-12-26 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US11319616B2 (en) 2015-01-12 2022-05-03 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10619226B2 (en) 2015-01-12 2020-04-14 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
CN107138523A (zh) * 2017-06-29 2017-09-08 西部超导材料科技股份有限公司 一种tb9钛合金丝棒材及其轧制方法
CN107138523B (zh) * 2017-06-29 2019-07-02 西部超导材料科技股份有限公司 一种tb9钛合金丝棒材及其轧制方法
CN109283205B (zh) * 2018-10-19 2021-03-26 中国航发北京航空材料研究院 一种钛合金组织中初生α相体积分数的测定方法
CN109283205A (zh) * 2018-10-19 2019-01-29 中国航发北京航空材料研究院 一种钛合金组织中初生α相体积分数的测定方法
JPWO2020101008A1 (ja) * 2018-11-15 2021-02-15 日本製鉄株式会社 チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法
CN113039299A (zh) * 2018-11-15 2021-06-25 日本制铁株式会社 钛合金线材及钛合金线材的制造方法
WO2020101008A1 (ja) * 2018-11-15 2020-05-22 日本製鉄株式会社 チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法
JP7024861B2 (ja) 2018-11-15 2022-02-24 日本製鉄株式会社 チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法
CN113039299B (zh) * 2018-11-15 2022-07-19 日本制铁株式会社 钛合金线材及钛合金线材的制造方法
JP2021167448A (ja) * 2020-04-10 2021-10-21 日本製鉄株式会社 チタン合金棒材及びその製造方法
JP7518344B2 (ja) 2020-04-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 チタン合金棒材及びその製造方法
US12344918B2 (en) 2023-07-12 2025-07-01 Ati Properties Llc Titanium alloys

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