JP2586023B2 - ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 - Google Patents
ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法Info
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- JP2586023B2 JP2586023B2 JP62001094A JP109487A JP2586023B2 JP 2586023 B2 JP2586023 B2 JP 2586023B2 JP 62001094 A JP62001094 A JP 62001094A JP 109487 A JP109487 A JP 109487A JP 2586023 B2 JP2586023 B2 JP 2586023B2
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- tial
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、軽量耐熱材料として、特に航空機用，自動
車用エンジン部材への応用が期待されている。高温強度
にすぐれた金属間化合物TiAl基耐熱合金の製造方法に関
するものである。
車用エンジン部材への応用が期待されている。高温強度
にすぐれた金属間化合物TiAl基耐熱合金の製造方法に関
するものである。
［従来の技術］ チタン−アルミニウム二元系において、チタンとアル
ミニウムの原子比が１対1,即ちチタン−36重量％アルミ
ニウム周辺において生成する金属間化合物TiAl基合金
は、ｉ）比重が小さい。ii）高弾性率を示す。iii）800
℃付近の温度まで室温レベルの降伏強度を保つ。iv）良
好な耐クリープ特性を示す。ｖ）良好な耐高温酸化特性
を示す等の特性を有し、軽量で尚かつ耐熱性を兼ね備え
た材料として、近時、航空機用エンジン材料等への応用
が期待されている。
ミニウムの原子比が１対1,即ちチタン−36重量％アルミ
ニウム周辺において生成する金属間化合物TiAl基合金
は、ｉ）比重が小さい。ii）高弾性率を示す。iii）800
℃付近の温度まで室温レベルの降伏強度を保つ。iv）良
好な耐クリープ特性を示す。ｖ）良好な耐高温酸化特性
を示す等の特性を有し、軽量で尚かつ耐熱性を兼ね備え
た材料として、近時、航空機用エンジン材料等への応用
が期待されている。
然しながら、現在、航空機用エンジン材料として使用
されているチタン及びチタン合金,Ni基超合金，ステン
レス鋼等に代わってTiAl基合金を使用するには、ｉ）50
0℃以下，特に常温近傍における降伏強度が低い。ii）
常温延性に乏しい。iii）加工，成形性に乏しい等の欠
点を克服することが必要である。
されているチタン及びチタン合金,Ni基超合金，ステン
レス鋼等に代わってTiAl基合金を使用するには、ｉ）50
0℃以下，特に常温近傍における降伏強度が低い。ii）
常温延性に乏しい。iii）加工，成形性に乏しい等の欠
点を克服することが必要である。
前記iii）項については、恒温鍛造法に代表される近
年の熱間加工技術の進歩により克服されつつある。又、
ｉ）ii）項に関しては、これまでにも、しばしば改善方
法が提案されており、例えば、米国特許第4294615号に
開示されているTi−（31−36）重量％Al−（０−４）重
量％Ｖ合金、特開昭61−41740号公報に開示されていTi
−（30−36）重量％Al−（0.1−５）重量％Mn合金等が
挙げられる。
年の熱間加工技術の進歩により克服されつつある。又、
ｉ）ii）項に関しては、これまでにも、しばしば改善方
法が提案されており、例えば、米国特許第4294615号に
開示されているTi−（31−36）重量％Al−（０−４）重
量％Ｖ合金、特開昭61−41740号公報に開示されていTi
−（30−36）重量％Al−（0.1−５）重量％Mn合金等が
挙げられる。
しかしながら、これらの合金においても強度的には、
必ずしも満足出来る値は得られておらず、更に、いずれ
も第３元素の添加による効果に主眼が置かれており、Ti
Al基合金の加工，熱処理等の製造プロセスに関しては、
米国特許第4294615号において若干の記載があるのみで
ある。
必ずしも満足出来る値は得られておらず、更に、いずれ
も第３元素の添加による効果に主眼が置かれており、Ti
Al基合金の加工，熱処理等の製造プロセスに関しては、
米国特許第4294615号において若干の記載があるのみで
ある。
［発明が解決すべき問題点］ 本願発明は、 （１）金属間化合物TiAl基耐熱合金は、800℃付近の温
度まで室温レベルの降伏強度を保つものの、500℃以
下，特に室温における降伏強度の絶対値が低い。
度まで室温レベルの降伏強度を保つものの、500℃以
下，特に室温における降伏強度の絶対値が低い。
等の従来の技術の問題点を解決することを目的とするも
のである。
のである。
［問題点を解決するための手段］ 金属間化合物TiAl基耐熱合金の加工．成形の問題点
が、恒温鍛造法等熱間加工技術の進歩により、徐々に可
能になりつつあることは、既に述べた。
が、恒温鍛造法等熱間加工技術の進歩により、徐々に可
能になりつつあることは、既に述べた。
TiAl基耐熱合金材料を製造する場合、溶解インゴット
等の素材をそのまま使用に供しようとすれば、粗大，あ
るいは、不均一な凝固組織にもとづく影響のため、好ま
しい性能は得られない。
等の素材をそのまま使用に供しようとすれば、粗大，あ
るいは、不均一な凝固組織にもとづく影響のため、好ま
しい性能は得られない。
しかしながら素材を1000℃で恒温鍛造し、更に950℃
付近の温度で焼鈍すると、比較的微細でかつ均一な等軸
粒から成る組織を得ることが出来る。
付近の温度で焼鈍すると、比較的微細でかつ均一な等軸
粒から成る組織を得ることが出来る。
この材料の室温における耐力は、従来報告されている
値（30〜40kg/mm2）であった。
値（30〜40kg/mm2）であった。
そこで、本発明者等は、強度改善を達成すべく、この
材料をベースとして室温から1200℃までの温度範囲にお
いて、加工．熱処理条件を鋭意検討した結果、本発明を
完成したものである。
材料をベースとして室温から1200℃までの温度範囲にお
いて、加工．熱処理条件を鋭意検討した結果、本発明を
完成したものである。
即ち、本発明は、重量％でAl;30〜40％，残部が実質
的にTiからなるTiAl基合金鋳造材に対して、先ず800℃
以上で恒温鍛造した後、次いで800℃以上で焼鈍し、引
続き加工温度が700℃〜1100℃、且つ加工率が10％以上
の恒温鍛造を１段階以上施すことを特徴とするTiAl基耐
熱合金の製造方法である。
的にTiからなるTiAl基合金鋳造材に対して、先ず800℃
以上で恒温鍛造した後、次いで800℃以上で焼鈍し、引
続き加工温度が700℃〜1100℃、且つ加工率が10％以上
の恒温鍛造を１段階以上施すことを特徴とするTiAl基耐
熱合金の製造方法である。
［作用］ 前述の如く、金属間化合物TiAl基耐熱合金は、軽量耐
熱材料として、極めて高いポテンシャルを持っている。
熱材料として、極めて高いポテンシャルを持っている。
恒温鍛造法等の発達により、TiAl基合金の加工，成形
が容易になりつつある現在、TiAl基合金の実用化に対し
て存在する障壁は、常温延性に乏しいこと及び強度が十
分でないことの２点である。
が容易になりつつある現在、TiAl基合金の実用化に対し
て存在する障壁は、常温延性に乏しいこと及び強度が十
分でないことの２点である。
本発明は、主に後者に関するものであり、本発明製造
方法を用いることにより700℃以下の強度を大幅に上昇
させることができた。この強化のメカニズムとしては、
加工による強化、組織の微細化による強化等が考えられ
る。組織の微細化は動的再結晶及び静的再結晶等に基づ
いて生ずるが、強度の上昇の他、延性，靭性の改善にも
効果が期待される。
方法を用いることにより700℃以下の強度を大幅に上昇
させることができた。この強化のメカニズムとしては、
加工による強化、組織の微細化による強化等が考えられ
る。組織の微細化は動的再結晶及び静的再結晶等に基づ
いて生ずるが、強度の上昇の他、延性，靭性の改善にも
効果が期待される。
800℃以上の高温域では微細化による加工性等の改善
傾向が認められるものの、常温延性に関しては、必ずし
もその傾向は認められない。
傾向が認められるものの、常温延性に関しては、必ずし
もその傾向は認められない。
しかしながら、合金元素添加等の他の方法によって延
性が改善された場合には、本発明製造方法を用いること
によって強度の向上とあわせて、延性、靭性の改善を図
ることは可能である。
性が改善された場合には、本発明製造方法を用いること
によって強度の向上とあわせて、延性、靭性の改善を図
ることは可能である。
第１図に本発明の製造フローシートを示す。
尚、素材に１％程度の第３元素を添加した材料につい
ても、本発明の製造方法の有効性が確められており、素
材にケイ素，バナジウム，鉄，ニッケル，マンガン，ク
ロム，ジルコニウム，ニオブを添加しても差支えない。
ても、本発明の製造方法の有効性が確められており、素
材にケイ素，バナジウム，鉄，ニッケル，マンガン，ク
ロム，ジルコニウム，ニオブを添加しても差支えない。
又、加工方法は恒温鍛造に限らず、これと類似の方
法、例えばHot Die ForgingやNear Isothermal Forging
等でも差支えない。
法、例えばHot Die ForgingやNear Isothermal Forging
等でも差支えない。
次に、本発明における化学成分の限定理由について述
べる。
べる。
アルミニウムは本合金を構成する主要な元素である。
チタン−アルミニウム２元系において、TiAl（γ相）
は、ある程度の固溶幅があり、化学量論組成（Ti−36重
量％Al）を挟んで、アルミニウム過剰側に広い固溶度を
持つ。従って34重量％Al以下になると、合金は、TiAl
（γ相）とTi3Al（α２相）の２相から成るようにな
る。
は、ある程度の固溶幅があり、化学量論組成（Ti−36重
量％Al）を挟んで、アルミニウム過剰側に広い固溶度を
持つ。従って34重量％Al以下になると、合金は、TiAl
（γ相）とTi3Al（α２相）の２相から成るようにな
る。
この２相合金においても、30〜40重量％Al合金の場合
は、第２相であるα２相が微細に分散し、良好な性状を
示すのに対し、Alが30重量％よりも低くなると、α２相
の体積率が増し好ましくない。
は、第２相であるα２相が微細に分散し、良好な性状を
示すのに対し、Alが30重量％よりも低くなると、α２相
の体積率が増し好ましくない。
又、化学量論組成よりもAlを過剰にしていくと、特に
延性，加工，成型性が著しく低下し、40重量％Al合金
は、γ単相ではあるが、加工性がかなり悪く、40重量％
AlよりもAl量を多くすると、本発明の製造方法を適用す
ることが出来ない。
延性，加工，成型性が著しく低下し、40重量％Al合金
は、γ単相ではあるが、加工性がかなり悪く、40重量％
AlよりもAl量を多くすると、本発明の製造方法を適用す
ることが出来ない。
従って、成分範囲は、アルミニウム30−40重量％，残
部チタン及び不可避不純物とする。
部チタン及び不可避不純物とする。
次に、加工．熱処理条件について、その限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
既に述べたように溶解インゴットは、粗大かつ不均一
な組織を有するため、インゴットままでは良好な性能が
得られず、また、インゴットを高温で均質化したとして
も、粗大な組織しか得られず、加工性の劣る材料しか得
られない。
な組織を有するため、インゴットままでは良好な性能が
得られず、また、インゴットを高温で均質化したとして
も、粗大な組織しか得られず、加工性の劣る材料しか得
られない。
一方、恒温鍛造法によれば、TiAlインゴットを熱間加
工することが可能であり、凝固組織に代表される粗大な
組織を壊し、微細化させる作用がある。
工することが可能であり、凝固組織に代表される粗大な
組織を壊し、微細化させる作用がある。
そこでｉ）凝固組織のような粗大な組織を壊し、ii）
微細、均一な組織を得ることを目的として、第１段目の
恒温鍛造を行う。
微細、均一な組織を得ることを目的として、第１段目の
恒温鍛造を行う。
従って、予め微細な組織を有する素材（例えば粉末冶
金法より得られたもの）の場合は、この工程を省略して
も構わない。
金法より得られたもの）の場合は、この工程を省略して
も構わない。
恒温鍛造温度は、歪速度10-2/秒,50％圧下率で割れの
有無を調査すると、800℃未満では割れが発生し良好な
加工は困難であるので800℃以上とする。
有無を調査すると、800℃未満では割れが発生し良好な
加工は困難であるので800℃以上とする。
又、1200℃より高い温度でも良好な加工が可能である
が、炉の損傷が大きく、炉寿命の短縮をもたらすととも
に、材料自体も加工後の静的粒成長、粗大化により組織
が粗くなり、以降のプロセスに支障を来たすことになる
ので鍛造温度の上限は1200℃が望ましい。
が、炉の損傷が大きく、炉寿命の短縮をもたらすととも
に、材料自体も加工後の静的粒成長、粗大化により組織
が粗くなり、以降のプロセスに支障を来たすことになる
ので鍛造温度の上限は1200℃が望ましい。
恒温鍛造に続く焼鈍処理は、恒温鍛造ままの組織を等
軸化、均質化する目的で行うが、800℃未満では300時間
以上の長時間を施しても上述の効果は認められないので
焼鈍は800℃以上とした。
軸化、均質化する目的で行うが、800℃未満では300時間
以上の長時間を施しても上述の効果は認められないので
焼鈍は800℃以上とした。
又、焼鈍温度の上限は1200℃を越えると粒成長が速
く、粗い組織となり好ましくないので1200℃が望まし
い。
く、粗い組織となり好ましくないので1200℃が望まし
い。
このようにして得られた比較的微細で均一な組織を有
する材料について、更に700℃から1100℃の温度範囲に
おいて加工率10％以上で、１段階以上の恒温鍛造を行
う。この工程は、加工及び組織の微細化による強化を目
的とする。
する材料について、更に700℃から1100℃の温度範囲に
おいて加工率10％以上で、１段階以上の恒温鍛造を行
う。この工程は、加工及び組織の微細化による強化を目
的とする。
700℃より低い温度においては、歪速度10-3/秒といっ
た遅い加工速度によっても割れを生じ、又、1100℃より
高い温度においては、加工歪が完全に開放され、また粒
成長が速いので、本工程の効果が殆ど現れない。また、
上記の温度範囲において割れを生じない歪速度を選び、
10％より小さい加工率の加工を加えても、殆ど強化の効
果は現われない。
た遅い加工速度によっても割れを生じ、又、1100℃より
高い温度においては、加工歪が完全に開放され、また粒
成長が速いので、本工程の効果が殆ど現れない。また、
上記の温度範囲において割れを生じない歪速度を選び、
10％より小さい加工率の加工を加えても、殆ど強化の効
果は現われない。
以上の工程を以て得られたTiAl基耐熱合金は、高い室
温強度を有する材料となる。又熱間加工性も良好であ
る。
温強度を有する材料となる。又熱間加工性も良好であ
る。
以上の如く、本発明製造方法は、金属間化合物TiAl基
耐熱合金の強度を大幅に向上させ、TiAl基合金の実行化
の為に、有効な手段である。
耐熱合金の強度を大幅に向上させ、TiAl基合金の実行化
の為に、有効な手段である。
尚、前述の如く、本発明製造方法において、最初の恒
温鍛造−焼鈍は、素材の粗大あるいは不均一な組織を均
一にすることを目的としたもので、粉末冶金等の方法に
より作製した比較的均一、微細な素材を使用する場合に
は、本製造方法における２段目（以後）の恒温鍛造によ
り強度上昇の効果が得られるものである。
温鍛造−焼鈍は、素材の粗大あるいは不均一な組織を均
一にすることを目的としたもので、粉末冶金等の方法に
より作製した比較的均一、微細な素材を使用する場合に
は、本製造方法における２段目（以後）の恒温鍛造によ
り強度上昇の効果が得られるものである。
次に本発明の実施例について述べる。
［実施例］ スポンジチタン（純度99％以上）と粒状アルミニウム
（純度99.9％）を素材として非消耗タングステン電極ア
ルゴンアーク溶解によってTiAl基合金のボタンインゴッ
トを得た。その代表的な化学分析値を表１に示す。
（純度99.9％）を素材として非消耗タングステン電極ア
ルゴンアーク溶解によってTiAl基合金のボタンインゴッ
トを得た。その代表的な化学分析値を表１に示す。
このインゴットを1000℃において、歪速度10-2/秒,50
％圧下の条件で恒温鍛造し、次いで950℃において、１
時間の焼鈍を行ったところ、平均結晶粒径約15μｍの等
軸粒から成る材料となった（以下、この材料を恒温鍛造
材と称する。）。
％圧下の条件で恒温鍛造し、次いで950℃において、１
時間の焼鈍を行ったところ、平均結晶粒径約15μｍの等
軸粒から成る材料となった（以下、この材料を恒温鍛造
材と称する。）。
恒温鍛造材から直径6mmφ高さ10mmの円柱状圧縮試験
片を採取しサーメックマスターＺにより、歪速度10-3/
秒の条件にて、室温から1200℃の温度における圧縮特性
を評価した。耐力の値を次の第２図に示す。
片を採取しサーメックマスターＺにより、歪速度10-3/
秒の条件にて、室温から1200℃の温度における圧縮特性
を評価した。耐力の値を次の第２図に示す。
第２図は金属間化合物TiAlの恒温鍛造材、２段恒温鍛
造材（条件）と他の材料の0.2％耐力の温度依存性の
比較グラフである。
造材（条件）と他の材料の0.2％耐力の温度依存性の
比較グラフである。
他材料が温度の上昇とともに急激に強度が低下するの
に対し金属間化合物TiAlは強度低下の度合いが小さく、
特に２段恒温鍛造材は、600℃においても70.8kg/mm2の
高い耐力を維持しており、600℃から800℃においてTiAl
の２段恒温鍛造材が軽量耐熱材料として有望であること
がよく理解出来る。
に対し金属間化合物TiAlは強度低下の度合いが小さく、
特に２段恒温鍛造材は、600℃においても70.8kg/mm2の
高い耐力を維持しており、600℃から800℃においてTiAl
の２段恒温鍛造材が軽量耐熱材料として有望であること
がよく理解出来る。
第２図に示すように、金属間化合物TiAlの恒温鍛造−
焼鈍材の0.2％耐力は800℃まで室温レベルの値を保って
いるが、室温における耐力36.0kg/mm2は従来一般的にい
われてきた値と同様であり、満足出来るものではない。
焼鈍材の0.2％耐力は800℃まで室温レベルの値を保って
いるが、室温における耐力36.0kg/mm2は従来一般的にい
われてきた値と同様であり、満足出来るものではない。
この恒温鍛造材の強度を改善すべく表２に示すような
条件にて２段目の恒温鍛造を行い、前記と同様の方法で
6mmφ高さ10mmの円柱状圧縮試験片を採取して、圧縮特
性を調査した。その結果を表２に示す。
条件にて２段目の恒温鍛造を行い、前記と同様の方法で
6mmφ高さ10mmの円柱状圧縮試験片を採取して、圧縮特
性を調査した。その結果を表２に示す。
参考のため、米国特許4294615号及び特開昭61−41740
号公報に開示された合金の報告値を併記した。特に条件
、即ち、恒温鍛造材に、更に800℃において、歪速度1
0-3/秒,20％圧下の条件で恒温鍛造を施したものは、室
温での耐力が86.8kg/mm2と極めて大きな値となってい
る。
号公報に開示された合金の報告値を併記した。特に条件
、即ち、恒温鍛造材に、更に800℃において、歪速度1
0-3/秒,20％圧下の条件で恒温鍛造を施したものは、室
温での耐力が86.8kg/mm2と極めて大きな値となってい
る。
この材料の組織を観察したところ、平均粒径数μｍの
極めて微細な組織を有することが明らかになった。
極めて微細な組織を有することが明らかになった。
このような方法による強度特性向上は、金属間化合物
TiAlに第３元素を添加したようなTiAl基合金についても
有効である。比較のために、Si,V,Mn,Fe,Cr,Ni,Nb,Si,
のうちの１種を0.39％から1.03％まで金属間化合物TiAl
に添加した合金を同様の方法で溶製した。化学分析値を
表３に示す。
TiAlに第３元素を添加したようなTiAl基合金についても
有効である。比較のために、Si,V,Mn,Fe,Cr,Ni,Nb,Si,
のうちの１種を0.39％から1.03％まで金属間化合物TiAl
に添加した合金を同様の方法で溶製した。化学分析値を
表３に示す。
これらの合金に対して、まず1000℃，歪速度10-2/秒,
50％圧下の条件で恒温鍛造し、次いで、950℃,1時間の
焼鈍を行った（合金元素添加恒温鍛造材）。
50％圧下の条件で恒温鍛造し、次いで、950℃,1時間の
焼鈍を行った（合金元素添加恒温鍛造材）。
更にこれらの材料に、800℃，歪速度10-3/秒,20％圧
下の条件にて恒温鍛造を行い（合金元素添加２段鍛造
材）、6mmφ×10mmの圧縮試験片を採取して、圧縮特性
を評価した。その結果の室温における耐力の値を表４に
示す。
下の条件にて恒温鍛造を行い（合金元素添加２段鍛造
材）、6mmφ×10mmの圧縮試験片を採取して、圧縮特性
を評価した。その結果の室温における耐力の値を表４に
示す。
上記表４より、 合金元素添加による強度上昇の効果は小さく、Si添加
合金が耐力を約5kg/mm2上昇させたものの、その他の金
では殆ど上昇していない。
合金が耐力を約5kg/mm2上昇させたものの、その他の金
では殆ど上昇していない。
いずれの合金においても、２段の恒温鍛造により強度
が著しく上昇する。
が著しく上昇する。
等のことが明らかになった。
表５は、TiAl均質化材（鋳造のままの材料を1200℃で
50時間保持，粒径約150μｍ）表６は、TiAl2段恒温鍛造
材（粒径数μｍ）を各温度において歪速度を変化させ
て、50％圧縮したときの割れの発生の有無を示したもの
である。
50時間保持，粒径約150μｍ）表６は、TiAl2段恒温鍛造
材（粒径数μｍ）を各温度において歪速度を変化させ
て、50％圧縮したときの割れの発生の有無を示したもの
である。
表６の２段恒温鍛造材方が加工可能範囲が広く、加工
性が良好である。しかしながら、恒温鍛造材,2段恒温鍛
造材から引張試験片を採取し、引張試験を行ったとこ
ろ、いずれも常温においては、殆ど塑性伸びを示さず、
延性に対しては、本発明製造方法による改善の効果は認
められない。
性が良好である。しかしながら、恒温鍛造材,2段恒温鍛
造材から引張試験片を採取し、引張試験を行ったとこ
ろ、いずれも常温においては、殆ど塑性伸びを示さず、
延性に対しては、本発明製造方法による改善の効果は認
められない。
［発明の効果］ 本発明のTiAl基耐熱合金の製造方法によれば、700℃
以下の降伏強度を大幅に上昇させることが出来、更に延
性，靭性が改善し得たので熱間加工性を良くし、TiAl基
耐熱合金の実用化を図る等の効果を奏するものである。
以下の降伏強度を大幅に上昇させることが出来、更に延
性，靭性が改善し得たので熱間加工性を良くし、TiAl基
耐熱合金の実用化を図る等の効果を奏するものである。
第１図は本発明の製造フローシート、第２図は金属間化
合物TiAlと他材料の0.2％耐力の温度依存性の比較を示
すグラフである。
合物TiAlと他材料の0.2％耐力の温度依存性の比較を示
すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％でAl;30〜40％，残部が実質的にTi
からなるTiAl基合金鋳造材を800℃以上で恒温鍛造後、8
00℃以上で焼鈍し、引続き加工温度;700℃〜1100℃かつ
加工率;10％以上の恒温鍛造を１段階以上施すことを特
徴とするTiAl基耐熱合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62001094A JP2586023B2 (ja) | 1987-01-08 | 1987-01-08 | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62001094A JP2586023B2 (ja) | 1987-01-08 | 1987-01-08 | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63171862A JPS63171862A (ja) | 1988-07-15 |
| JP2586023B2 true JP2586023B2 (ja) | 1997-02-26 |
Family
ID=11491905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62001094A Expired - Lifetime JP2586023B2 (ja) | 1987-01-08 | 1987-01-08 | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2586023B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5028277A (en) * | 1989-03-02 | 1991-07-02 | Nippon Steel Corporation | Continuous thin sheet of TiAl intermetallic compound and process for producing same |
| US5076858A (en) * | 1989-05-22 | 1991-12-31 | General Electric Company | Method of processing titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium |
| DE59103639D1 (de) * | 1990-07-04 | 1995-01-12 | Asea Brown Boveri | Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid. |
| EP0469525B1 (en) * | 1990-07-31 | 1996-04-03 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
| US5204058A (en) * | 1990-12-21 | 1993-04-20 | General Electric Company | Thermomechanically processed structural elements of titanium aluminides containing chromium, niobium, and boron |
| JP2546551B2 (ja) * | 1991-01-31 | 1996-10-23 | 新日本製鐵株式会社 | γ及びβ二相ＴｉＡｌ基金属間化合物合金及びその製造方法 |
| JPH0791609B2 (ja) * | 1991-05-01 | 1995-10-04 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | 電解加工用Ｔｉ／Ａｌ基金属間化合物材料とその 製造法並びに加工法 |
| US5370839A (en) * | 1991-07-05 | 1994-12-06 | Nippon Steel Corporation | Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity |
| US5256218A (en) * | 1991-10-03 | 1993-10-26 | Rockwell International Corporation | Forming of intermetallic materials with conventional sheet metal equipment |
| US5226985A (en) * | 1992-01-22 | 1993-07-13 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties |
| US6425964B1 (en) | 1998-02-02 | 2002-07-30 | Chrysalis Technologies Incorporated | Creep resistant titanium aluminide alloys |
| US6143241A (en) * | 1999-02-09 | 2000-11-07 | Chrysalis Technologies, Incorporated | Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing |
| DE10062310C2 (de) * | 2000-12-14 | 2002-11-07 | Geesthacht Gkss Forschung | Verfahren zur Behandlung metallischer Werkstoffe |
| JP6299344B2 (ja) * | 2014-03-31 | 2018-03-28 | 大同特殊鋼株式会社 | ディスク形状品の鍛造加工方法 |
| CN105483585B (zh) * | 2015-12-07 | 2018-06-12 | 南京理工大学 | 一种室温塑性优异的钛铝基合金制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61204359A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Mining Co Ltd | β型チタン合金材の製造方法 |
| JPS61213361A (ja) * | 1985-03-19 | 1986-09-22 | Natl Res Inst For Metals | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の成型法 |
-
1987
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
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