JP3114503B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は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に関するものであ
る。
た（α＋β）型チタン合金の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】（α＋β）型チタン合金は強度、延性お
よび靱性に優れているため宇宙航空分野を中心に広く用
いられており、最近では工具や自動車部品などの民生分
野にも適用されている。しかし（α＋β）型チタン合金
の耐磨耗性は必ずしも十分でなく、褶動部やエロージョ
ン部などの厳しい条件下に置かれる部材においては問題
となっている。
よび靱性に優れているため宇宙航空分野を中心に広く用
いられており、最近では工具や自動車部品などの民生分
野にも適用されている。しかし（α＋β）型チタン合金
の耐磨耗性は必ずしも十分でなく、褶動部やエロージョ
ン部などの厳しい条件下に置かれる部材においては問題
となっている。
【０００３】耐磨耗性を向上させるために、特開昭６１
ー６９９５６号公報や特開平５ー９７０３号公報には、
メッキ法や酸化法により表面に硬化層を設ける方法が、
また特開平５ー５９５０９号公報には、β変態点直上で
５分以内の短時間溶体化処理後、時効処理を施して硬化
させる方法などが提案されている。
ー６９９５６号公報や特開平５ー９７０３号公報には、
メッキ法や酸化法により表面に硬化層を設ける方法が、
また特開平５ー５９５０９号公報には、β変態点直上で
５分以内の短時間溶体化処理後、時効処理を施して硬化
させる方法などが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
６１ー６９９５６号公報や特開平５ー９７０３号公報に
記載された方法では、硬化層の厚さが１０〜５０μｍと
薄いため褶動部やエロージョン部などの厳しい条件下に
おいては十分な耐磨耗性が得られない。硬化層の厚みを
増大させれば耐磨耗性は改善されるが、褶動部やエロー
ジョン部などの厳しい条件下においては１ｍｍ以上の厚
さの硬化層が必要であり、メッキ法や酸化法でこのよう
な厚い層を形成するには莫大な時間がかかり非現実的で
ある。また特開平５ー５９５０９号公報に提案された熱
処理による方法では、表層部などの耐磨耗性の必要な部
位のみならず耐磨耗性の必要性のない部位までも硬化
し、その部位の靱性が厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で
測定したシャルピー衝撃値で１ｋｇｆ・ｍ以下に劣化
し、構造部材として用いる場合には大きな問題となる。
６１ー６９９５６号公報や特開平５ー９７０３号公報に
記載された方法では、硬化層の厚さが１０〜５０μｍと
薄いため褶動部やエロージョン部などの厳しい条件下に
おいては十分な耐磨耗性が得られない。硬化層の厚みを
増大させれば耐磨耗性は改善されるが、褶動部やエロー
ジョン部などの厳しい条件下においては１ｍｍ以上の厚
さの硬化層が必要であり、メッキ法や酸化法でこのよう
な厚い層を形成するには莫大な時間がかかり非現実的で
ある。また特開平５ー５９５０９号公報に提案された熱
処理による方法では、表層部などの耐磨耗性の必要な部
位のみならず耐磨耗性の必要性のない部位までも硬化
し、その部位の靱性が厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で
測定したシャルピー衝撃値で１ｋｇｆ・ｍ以下に劣化
し、構造部材として用いる場合には大きな問題となる。
【０００５】本発明はこのような課題を解決するために
なされたもので、表層部や端部などの耐磨耗性が要求さ
れる局所的な部位のみを十分な厚さで効果的に硬化して
耐磨耗性を持ち、それ以外の部位は構造部材として十分
な靱性すなわち厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で測定し
たシャルピー衝撃値で２．０ｋｇｆ・ｍ以上を有する
（α＋β）型チタン合金の製造方法を提供することを目
的とする。
なされたもので、表層部や端部などの耐磨耗性が要求さ
れる局所的な部位のみを十分な厚さで効果的に硬化して
耐磨耗性を持ち、それ以外の部位は構造部材として十分
な靱性すなわち厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で測定し
たシャルピー衝撃値で２．０ｋｇｆ・ｍ以上を有する
（α＋β）型チタン合金の製造方法を提供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題は、（α＋β）
型チタン合金、好ましくは重量％で、Ａｌ：３．０〜
５．０、Ｖ：２．１〜５．０、Ｍｏ：０．８５〜２．８
５、Ｆｅ：０．８５〜３．１５、Ｏ：０．０１〜０．２
５を含有する（α＋β）型チタン合金からなる部材全体
をβ変態点をＴβとするときＴβ−３００℃以上Ｔβ−
１００℃以下の温度範囲に加熱保持した後、前記部材の
うち耐磨耗性の必要な部位に溶体化処理を行い、ついで
前記部材全体を時効処理することによって解決される。
型チタン合金、好ましくは重量％で、Ａｌ：３．０〜
５．０、Ｖ：２．１〜５．０、Ｍｏ：０．８５〜２．８
５、Ｆｅ：０．８５〜３．１５、Ｏ：０．０１〜０．２
５を含有する（α＋β）型チタン合金からなる部材全体
をβ変態点をＴβとするときＴβ−３００℃以上Ｔβ−
１００℃以下の温度範囲に加熱保持した後、前記部材の
うち耐磨耗性の必要な部位に溶体化処理を行い、ついで
前記部材全体を時効処理することによって解決される。
【０００７】
【作用】Ｔβが９０５℃の（α＋β）型チタン合金の厚
さ５．５ｍｍの板材のサンプルを用い、サンプル全体を
５００℃から９２５℃の各温度で１時間の熱処理後、サ
ンプルの一部に高周波加熱装置により９２０℃、３分間
の溶体化処理を施した後、サンプル全体を４８０℃、１
時間の時効処理して、溶体化処理した部分のビッカース
硬度と、溶体化処理の影響を受けない非熱影響部のシャ
ルピー衝撃値を厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片を用い測
定した。その結果を図１に示す。溶体化処理部のビッカ
ース硬度は溶体化処理前の熱処理温度によらず、４５０
以上の値を示し耐摩耗性に対して十分な硬さである。ま
た表面から２ｍｍ以上の厚さにわたって４００以上のビ
ッカース硬度を示した。一方、非熱影響部のシャルピー
衝撃値は溶体化処理前の熱処理温度の影響を大きく受
け、６００℃から８００℃の温度範囲において２．０ｋ
ｇｆ・ｍ以上となる。この温度範囲は（α＋β）型チタ
ン合金のＴβに依存するが、いずれのＴβにおいてもＴ
β−３００℃以上Ｔβ−１００℃以下であれば２．０ｋ
ｇｆ・ｍ以上のシャルピー衝撃値が得られたので、溶体
化処理前の熱処理温度をこの範囲に限定する。
さ５．５ｍｍの板材のサンプルを用い、サンプル全体を
５００℃から９２５℃の各温度で１時間の熱処理後、サ
ンプルの一部に高周波加熱装置により９２０℃、３分間
の溶体化処理を施した後、サンプル全体を４８０℃、１
時間の時効処理して、溶体化処理した部分のビッカース
硬度と、溶体化処理の影響を受けない非熱影響部のシャ
ルピー衝撃値を厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片を用い測
定した。その結果を図１に示す。溶体化処理部のビッカ
ース硬度は溶体化処理前の熱処理温度によらず、４５０
以上の値を示し耐摩耗性に対して十分な硬さである。ま
た表面から２ｍｍ以上の厚さにわたって４００以上のビ
ッカース硬度を示した。一方、非熱影響部のシャルピー
衝撃値は溶体化処理前の熱処理温度の影響を大きく受
け、６００℃から８００℃の温度範囲において２．０ｋ
ｇｆ・ｍ以上となる。この温度範囲は（α＋β）型チタ
ン合金のＴβに依存するが、いずれのＴβにおいてもＴ
β−３００℃以上Ｔβ−１００℃以下であれば２．０ｋ
ｇｆ・ｍ以上のシャルピー衝撃値が得られたので、溶体
化処理前の熱処理温度をこの範囲に限定する。
【０００８】つぎに本発明にとってより好ましい（α＋
β）型チタン合金の成分範囲の限定理由を以下に説明す
る。
β）型チタン合金の成分範囲の限定理由を以下に説明す
る。
【０００９】Ａｌ：α相安定化元素の一つであるが、
３．０重量％未満では十分な強度が得られない。一方、
５．０重量％を越えると加工性、特に冷間における加工
性が著しく劣化し、また疲労寿命強度も劣化する。した
がって３．０〜５．０重量％の範囲に限定する。
３．０重量％未満では十分な強度が得られない。一方、
５．０重量％を越えると加工性、特に冷間における加工
性が著しく劣化し、また疲労寿命強度も劣化する。した
がって３．０〜５．０重量％の範囲に限定する。
【００１０】Ｖ：β変態点を大きく低下させβ相を安定
化させる元素であるが、２．１重量％未満ではその効果
が得られない。一方、５．０重量％を越えるとβ相の安
定度が大きくなり過ぎて十分な強度が得られない。した
がって２．１〜５．０重量％の範囲に限定する。
化させる元素であるが、２．１重量％未満ではその効果
が得られない。一方、５．０重量％を越えるとβ相の安
定度が大きくなり過ぎて十分な強度が得られない。した
がって２．１〜５．０重量％の範囲に限定する。
【００１１】Ｍｏ：β相を安定化させる元素であるとと
もに、粒成長を抑制する効果を有するが、０．８５重量
％未満ではその効果は小さく、粒の粗大化が起こり延性
が低下し、かつ十分な強度が得られない。一方、２．８
５重量％を越えるとβ相の安定度が大きくなり過ぎて十
分な強度が得られない。したがって０．８５〜２．８５
重量％の範囲に限定する。
もに、粒成長を抑制する効果を有するが、０．８５重量
％未満ではその効果は小さく、粒の粗大化が起こり延性
が低下し、かつ十分な強度が得られない。一方、２．８
５重量％を越えるとβ相の安定度が大きくなり過ぎて十
分な強度が得られない。したがって０．８５〜２．８５
重量％の範囲に限定する。
【００１２】Ｆｅ：β相を安定化させる元素であり、β
相を強化するとともに溶体化時効処理後の強度上昇に大
きく寄与するが、０．８５重量％未満ではその効果は小
さく十分な強度が得られない。一方、３．１５重量％を
越えるとβ相の安定度が大きくなり過ぎて十分な強度が
得られない。したがって０．８５〜３．１５重量％の範
囲に限定する。
相を強化するとともに溶体化時効処理後の強度上昇に大
きく寄与するが、０．８５重量％未満ではその効果は小
さく十分な強度が得られない。一方、３．１５重量％を
越えるとβ相の安定度が大きくなり過ぎて十分な強度が
得られない。したがって０．８５〜３．１５重量％の範
囲に限定する。
【００１３】Ｏ：０．０１重量％未満では強度上昇への
寄与が十分でないばかりか、工業的にも得ることが難し
く、０．２５重量％を越えると延性が劣化する。したが
って０．０１〜０．２５重量％の範囲に限定する。
寄与が十分でないばかりか、工業的にも得ることが難し
く、０．２５重量％を越えると延性が劣化する。したが
って０．０１〜０．２５重量％の範囲に限定する。
【００１４】なおこれらの元素は本発明の効果を生み出
すための重要な元素であり、耐磨耗性向上を図る上で必
要な溶体化処理部の硬度上昇に大きく寄与するばかり
か、溶体化処理を受けてない部位の優れた靱性を確保す
るには、いずれも本発明の成分範囲を同時に満たすこと
が望ましい。
すための重要な元素であり、耐磨耗性向上を図る上で必
要な溶体化処理部の硬度上昇に大きく寄与するばかり
か、溶体化処理を受けてない部位の優れた靱性を確保す
るには、いずれも本発明の成分範囲を同時に満たすこと
が望ましい。
【００１５】
（実施例１）重量％で、Ａｌ：４．４８、Ｖ：２．９
８、Ｍｏ：１．８９、Ｆｅ：１．９９、Ｏ：０．０８
３、Ｃ：０．０１、Ｎ：０．００７、Ｈ：０．００４８
を含有するβ変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン合
金のインゴットをβ域に加熱、鍛造後、（α＋β）域に
加熱し、熱間圧延により厚さ５．５ｍｍの薄板のサンプ
ルを作成した。このサンプルを５００℃から８７５℃の
各温度で１時間熱処理後、サンプルの一部を高周波加熱
装置により昇温速度２０℃／秒にて９２０℃に加熱し、
３分間保持後、水冷により室温まで冷却した。そして４
８０℃にて１時間の時効処理を施し、溶体化処理部のビ
ッカース硬度と溶体化処理の影響を受けてない非熱影響
部のシャルピー衝撃値（試験片はＪＩＳ４号、厚さ５ｍ
ｍ）を測定した。
８、Ｍｏ：１．８９、Ｆｅ：１．９９、Ｏ：０．０８
３、Ｃ：０．０１、Ｎ：０．００７、Ｈ：０．００４８
を含有するβ変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン合
金のインゴットをβ域に加熱、鍛造後、（α＋β）域に
加熱し、熱間圧延により厚さ５．５ｍｍの薄板のサンプ
ルを作成した。このサンプルを５００℃から８７５℃の
各温度で１時間熱処理後、サンプルの一部を高周波加熱
装置により昇温速度２０℃／秒にて９２０℃に加熱し、
３分間保持後、水冷により室温まで冷却した。そして４
８０℃にて１時間の時効処理を施し、溶体化処理部のビ
ッカース硬度と溶体化処理の影響を受けてない非熱影響
部のシャルピー衝撃値（試験片はＪＩＳ４号、厚さ５ｍ
ｍ）を測定した。
【００１６】結果を表１に示す。溶体化処理前の熱処理
温度が本発明の範囲内すなわちＴβ−３００℃（本成分
系のサンプルでは６００℃）以上Ｔβ−１００℃（本成
分系のサンプルでは８００℃）以下であれば、溶体化処
理部はビッカース硬度が４５０以上で十分硬化され、ま
た非熱影響部では、シャルピー衝撃値が２．０ｋｇｆ・
ｍ以上と優れた靱性を示す。
温度が本発明の範囲内すなわちＴβ−３００℃（本成分
系のサンプルでは６００℃）以上Ｔβ−１００℃（本成
分系のサンプルでは８００℃）以下であれば、溶体化処
理部はビッカース硬度が４５０以上で十分硬化され、ま
た非熱影響部では、シャルピー衝撃値が２．０ｋｇｆ・
ｍ以上と優れた靱性を示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】（実施例２）Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｏの
含有量が異なる１４種類の（α＋β）型チタン合金と各
１種類のα型、β型のチタン合金の薄板サンプル（厚さ
５．５ｍｍ）に７２５℃で１時間の熱処理を行った後、
サンプルの一部を高周波加熱装置により昇温速度２０℃
／秒にて９２０℃に加熱し、３分間保持後、水冷により
室温まで冷却した。そして４８０℃にて１時間の時効処
理を施し、溶体化処理部のビッカース硬度と溶体化処理
の影響を受けてない非熱影響部のシャルピー衝撃値（試
験片はＪＩＳ４号、厚さ５ｍｍ）を測定した。
含有量が異なる１４種類の（α＋β）型チタン合金と各
１種類のα型、β型のチタン合金の薄板サンプル（厚さ
５．５ｍｍ）に７２５℃で１時間の熱処理を行った後、
サンプルの一部を高周波加熱装置により昇温速度２０℃
／秒にて９２０℃に加熱し、３分間保持後、水冷により
室温まで冷却した。そして４８０℃にて１時間の時効処
理を施し、溶体化処理部のビッカース硬度と溶体化処理
の影響を受けてない非熱影響部のシャルピー衝撃値（試
験片はＪＩＳ４号、厚さ５ｍｍ）を測定した。
【００１９】結果を表２に示す。（α＋β）型チタン合
金であれば、溶体化処理部のビッカース硬度が４００以
上で、非熱影響部のシャルピー衝撃値が２．０ｋｇｆ・
ｍ以上と優れた特性を示すが、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｆｅ、
Ｏの含有量が本発明の好ましい範囲内であれば、溶体化
処理部のビッカース硬度が４５０以上で、非熱影響部の
シャルピー衝撃値が２．３ｋｇｆ・ｍ以上と、同じ（α
＋β）型チタン合金であっても、特に優れた特性を示す
ことがわかる。なおα型やβ型のチタン合金では、非常
に優れたシャルピー衝撃値が得られるが、硬度が低く耐
摩耗性用としては不適である。
金であれば、溶体化処理部のビッカース硬度が４００以
上で、非熱影響部のシャルピー衝撃値が２．０ｋｇｆ・
ｍ以上と優れた特性を示すが、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｆｅ、
Ｏの含有量が本発明の好ましい範囲内であれば、溶体化
処理部のビッカース硬度が４５０以上で、非熱影響部の
シャルピー衝撃値が２．３ｋｇｆ・ｍ以上と、同じ（α
＋β）型チタン合金であっても、特に優れた特性を示す
ことがわかる。なおα型やβ型のチタン合金では、非常
に優れたシャルピー衝撃値が得られるが、硬度が低く耐
摩耗性用としては不適である。
【００２０】
【表２】
【００２１】（実施例３）本発明においては、溶体化処
理およびそれに続く時効処理の条件を特に規定していな
いが、特開平５ー５９５０９号公報に記載されているよ
うな熱処理条件に近い条件で行うことが好ましい。
理およびそれに続く時効処理の条件を特に規定していな
いが、特開平５ー５９５０９号公報に記載されているよ
うな熱処理条件に近い条件で行うことが好ましい。
【００２２】重量％で、Ａｌ：４．５２、Ｖ：３．１
１、Ｍｏ：２．０３、Ｆｅ：１．８７、Ｏ：０．１０
７、Ｃ：０．００９、Ｎ：０．００５、Ｈ：０．００４
１を含有するβ変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン
合金の厚さ５．５ｍｍの薄板サンプルに７２０℃で１時
間の熱処理を行った後、溶体化処理および時効処理の条
件を変えて溶体化処理部およびそこから５０ｍｍ離れた
ところすなわち溶体化処理の影響を受けない非熱影響部
の硬度、シャルピー衝撃値（試験片はＪＩＳ４号、厚さ
５ｍｍ）を測定した。
１、Ｍｏ：２．０３、Ｆｅ：１．８７、Ｏ：０．１０
７、Ｃ：０．００９、Ｎ：０．００５、Ｈ：０．００４
１を含有するβ変態点が９０５℃の（α＋β）型チタン
合金の厚さ５．５ｍｍの薄板サンプルに７２０℃で１時
間の熱処理を行った後、溶体化処理および時効処理の条
件を変えて溶体化処理部およびそこから５０ｍｍ離れた
ところすなわち溶体化処理の影響を受けない非熱影響部
の硬度、シャルピー衝撃値（試験片はＪＩＳ４号、厚さ
５ｍｍ）を測定した。
【００２３】結果を表３に示す。溶体化処理や時効処理
の温度が極端に低かったり、高かったりする場合、また
溶体化処理時の加熱、冷却速度が極端に遅かったり、そ
の保持時間が極端に長かったりする場合には、十分な硬
度やシャルピー衝撃値が得られないことがわかる。
の温度が極端に低かったり、高かったりする場合、また
溶体化処理時の加熱、冷却速度が極端に遅かったり、そ
の保持時間が極端に長かったりする場合には、十分な硬
度やシャルピー衝撃値が得られないことがわかる。
【００２４】
【表３】
【００２５】なお、耐食性を向上させるＰｄなどの貴金
属元素、耐クリープ性を向上させるＳｉ、Ｂｉなどの元
素、切削性を向上させるＳや希土類元素などの元素を添
加しても本発明の効果を損ねるものではない。
属元素、耐クリープ性を向上させるＳｉ、Ｂｉなどの元
素、切削性を向上させるＳや希土類元素などの元素を添
加しても本発明の効果を損ねるものではない。
【００２６】
【発明の効果】本発明は以上説明したように構成されて
いるので、耐磨耗性の要求される表層部や端部など局所
的な部位のみが十分な厚さで効果的に硬化されて耐磨耗
性を持ち、それ以外の部位は構造部材として十分な靱性
すなわち厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で測定したシャ
ルピー衝撃値で２．０ｋｇｆ・ｍ以上を有する（α＋
β）型チタン合金の製造方法を提供できる。
いるので、耐磨耗性の要求される表層部や端部など局所
的な部位のみが十分な厚さで効果的に硬化されて耐磨耗
性を持ち、それ以外の部位は構造部材として十分な靱性
すなわち厚さ５ｍｍのＪＩＳ４号試験片で測定したシャ
ルピー衝撃値で２．０ｋｇｆ・ｍ以上を有する（α＋
β）型チタン合金の製造方法を提供できる。
【図１】溶体化処理部のビッカース硬度および非熱影響
部のシャルピー衝撃値と溶体化処理前の熱処理温度との
関係を表す図である。
部のシャルピー衝撃値と溶体化処理前の熱処理温度との
関係を表す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大内 千秋 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/00 - 3/02 C22C 14/00
Claims (2)
- 【請求項１】 （α＋β）型チタン合金からなる部材全
体をβ変態点をＴβとするときＴβ−３００℃以上Ｔβ
−１００℃以下の温度範囲に加熱保持した後、前記部材
の耐磨耗性が必要な部位に溶体化処理を行い、ついで前
記部材全体を時効処理することを特徴とする局部的に耐
磨耗性に優れた（α＋β）型チタン合金の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ａｌ：３．０〜５．０、Ｖ：
２．１〜５．０、Ｍｏ：０．８５〜２．８５、Ｆｅ：
０．８５〜３．１５、Ｏ：０．０１〜０．２５を含有す
る（α＋β）型チタン合金からなる部材を用いることを
特徴とする請求項１に記載の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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06162236A JP3114503B2 (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06162236A JP3114503B2 (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0827552A JPH0827552A (ja) | 1996-01-30 |
| JP3114503B2 true JP3114503B2 (ja) | 2000-12-04 |
Family
ID=15750571
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06162236A Expired - Fee Related JP3114503B2 (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3114503B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2223399T3 (es) | 1999-01-29 | 2005-03-01 | Ricoh Company, Ltd. | Toner electrografico y metodo de formacion de imagen usando el toner. |
| JP4013761B2 (ja) * | 2001-02-28 | 2007-11-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | チタン合金棒材の製造方法 |
| US6786985B2 (en) * | 2002-05-09 | 2004-09-07 | Titanium Metals Corp. | Alpha-beta Ti-Ai-V-Mo-Fe alloy |
| 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 |
-
1994
- 1994-07-14 JP JP06162236A patent/JP3114503B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0827552A (ja) | 1996-01-30 |
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