JP2776594B2 - 酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金 - Google Patents
酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は軽量かつ高温強度に優れた金属間化合物TiAl
基合金に関し、特に機械的性質を改善した金属間化合物
TiAl基合金に関するものである。
基合金に関し、特に機械的性質を改善した金属間化合物
TiAl基合金に関するものである。
耐熱材料として実用化の期待されている金属間化合物
TiAlは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiAlの実
用化のための最大の障害であるこの低加工性改善のため
の手法は、大別して加工プロセスの応用と合金設計が挙
げられる。低加工性とは主として室温における延性の欠
如を指し、TiAlは圧延、鍛造といった従来行なわれてい
る加工法を直接室温で適用することはできない。
TiAlは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiAlの実
用化のための最大の障害であるこの低加工性改善のため
の手法は、大別して加工プロセスの応用と合金設計が挙
げられる。低加工性とは主として室温における延性の欠
如を指し、TiAlは圧延、鍛造といった従来行なわれてい
る加工法を直接室温で適用することはできない。
加工プロセス適用の場合、粉末加工法に代表されるニ
アー・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といっ
た加工法も含む。これまでにCo基超合金（Ｓ−816）を
用いての高温シース圧延（1100℃、圧延速度:1.5m/mi
n）による成型（特開昭61−213361号公報）や、800℃以
上、歪速度10-2sec-1以下における恒温鍛造（特開昭63
−171862号公報）等による加工形状付与化が報告されて
いる。こうした加工法の特徴は、TiAlの800℃以上にお
ける延性能の発現を利用したものであり、TiAlの機械的
性質に及ぼず歪速度依存性と併用することにより、成型
加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行なうた
めの加工条件が、1000℃以上の高温であること、更に歪
速度をできるだけ低減化させなくてはならないことか
ら、大型設備の適用が必ずしも容易では無いという欠点
を有する。
アー・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といっ
た加工法も含む。これまでにCo基超合金（Ｓ−816）を
用いての高温シース圧延（1100℃、圧延速度:1.5m/mi
n）による成型（特開昭61−213361号公報）や、800℃以
上、歪速度10-2sec-1以下における恒温鍛造（特開昭63
−171862号公報）等による加工形状付与化が報告されて
いる。こうした加工法の特徴は、TiAlの800℃以上にお
ける延性能の発現を利用したものであり、TiAlの機械的
性質に及ぼず歪速度依存性と併用することにより、成型
加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行なうた
めの加工条件が、1000℃以上の高温であること、更に歪
速度をできるだけ低減化させなくてはならないことか
ら、大型設備の適用が必ずしも容易では無いという欠点
を有する。
一方、TiとAlの混合、圧粉成型後、高温高圧処理によ
る成型化が報告されている（特開昭63−140049号公
報）。この方法は上記加工プロセスとは異なり、成型化
と同時に様々な形への形状加工化が可能であることを長
所とする反面、問題点としてTiやAlといった活性金属を
用いることによる不純物混入が不可避であるという点が
指摘される。
る成型化が報告されている（特開昭63−140049号公
報）。この方法は上記加工プロセスとは異なり、成型化
と同時に様々な形への形状加工化が可能であることを長
所とする反面、問題点としてTiやAlといった活性金属を
用いることによる不純物混入が不可避であるという点が
指摘される。
これに対して添加元素による室温延性改善の報告は、
金属材料技術研究所によるMn添加（特開昭61−41740号
公報）、Ag添加（特開昭58−123847号公報）、そしてGe
neral Electric Corp.によるSi添加（米国特許：第4836
983号公報）、Ta添加（米国特許：第4842817号公報）、
Cr添加（米国特許：第4842819号公報）、Ｂ添加（米国
特許：第4842820号公報）が挙げられる。この中でGener
al Electric Corp.によるSi,Ta,Cr,Bの各合金系の成分
範囲は、四点曲げ試験による延性評価から決定している
が、いずれもチタンがアルミニウムと等量、あるいはア
ルミウムよりも高くなっている。また、高温延性改善の
ために、0.005〜0.2wt.％Ｂ添加（特開昭63−125634号
公報）、あるいは0.02〜0.3wt.％Ｂと0.2〜5.0wt.％Si
を複合添加（特開昭63−125634号公報）した報告があ
る。これまでのところ複合添加による特許例はこの一件
のみであるが、複数の特性の改善をはかる上で、第４及
び第５添加元素の検討も必要になる。すなわちこれらの
添加元素の効果を利用して延性能改善に加え、耐酸化性
の改善や耐クリープ特性の改善も含めて、幅広い合金成
分調整が行なう必要がある。延性能の目安は室温引張延
び値が3.0％といわれているが、どの添加元素の選択に
よる成分設計法によっても未だ達成されておらず、加工
プロセスとの併用による微細化等の組織制御を通した対
応が不可欠と考えられる。
金属材料技術研究所によるMn添加（特開昭61−41740号
公報）、Ag添加（特開昭58−123847号公報）、そしてGe
neral Electric Corp.によるSi添加（米国特許：第4836
983号公報）、Ta添加（米国特許：第4842817号公報）、
Cr添加（米国特許：第4842819号公報）、Ｂ添加（米国
特許：第4842820号公報）が挙げられる。この中でGener
al Electric Corp.によるSi,Ta,Cr,Bの各合金系の成分
範囲は、四点曲げ試験による延性評価から決定している
が、いずれもチタンがアルミニウムと等量、あるいはア
ルミウムよりも高くなっている。また、高温延性改善の
ために、0.005〜0.2wt.％Ｂ添加（特開昭63−125634号
公報）、あるいは0.02〜0.3wt.％Ｂと0.2〜5.0wt.％Si
を複合添加（特開昭63−125634号公報）した報告があ
る。これまでのところ複合添加による特許例はこの一件
のみであるが、複数の特性の改善をはかる上で、第４及
び第５添加元素の検討も必要になる。すなわちこれらの
添加元素の効果を利用して延性能改善に加え、耐酸化性
の改善や耐クリープ特性の改善も含めて、幅広い合金成
分調整が行なう必要がある。延性能の目安は室温引張延
び値が3.0％といわれているが、どの添加元素の選択に
よる成分設計法によっても未だ達成されておらず、加工
プロセスとの併用による微細化等の組織制御を通した対
応が不可欠と考えられる。
本発明は金属間化合物TiAl基合金の成分設計を行うこ
とにより加工プロセスとの併用を考慮しなくても、実用
性の十分高い高延性の合金を提供することを目的とす
る。
とにより加工プロセスとの併用を考慮しなくても、実用
性の十分高い高延性の合金を提供することを目的とす
る。
上記の目的を達成させるTiAl基合金は、二元系TiAl金
属間化合物において化学量論組成よりもチタン過剰側の
合金に、微細粉体酸化物を微量添加することによって、
常温で40％近くの圧縮変形能を付与させると同時に、常
温から高温までの強度を向上させることができることを
明らかにした。酸化物の選択は基本的には酸素との親和
力の強いものとし、具体的にはY2O3,CaO,Al2O3等が挙げ
られる。添加量はこれらの酸化物が微細に分散する程度
に抑えるために、0.01〜0.5重量％にとどめる。
属間化合物において化学量論組成よりもチタン過剰側の
合金に、微細粉体酸化物を微量添加することによって、
常温で40％近くの圧縮変形能を付与させると同時に、常
温から高温までの強度を向上させることができることを
明らかにした。酸化物の選択は基本的には酸素との親和
力の強いものとし、具体的にはY2O3,CaO,Al2O3等が挙げ
られる。添加量はこれらの酸化物が微細に分散する程度
に抑えるために、0.01〜0.5重量％にとどめる。
即ち、本発明は、チタン64.0〜68.4重量％、アルミニ
ウム31.6〜36.0重量％を基本とした金属間化合物に、Y2
O3,CaO,Al2O3の少なくとも一種を添加し、常温強度を損
なうことなく常温圧縮率を向上させ、さらに1000℃まで
の高温強度を向上させる金属間化合物TiAl基合金を提供
すること、及び組織の微細化を施した材料を提供するも
のである。
ウム31.6〜36.0重量％を基本とした金属間化合物に、Y2
O3,CaO,Al2O3の少なくとも一種を添加し、常温強度を損
なうことなく常温圧縮率を向上させ、さらに1000℃まで
の高温強度を向上させる金属間化合物TiAl基合金を提供
すること、及び組織の微細化を施した材料を提供するも
のである。
以下詳細に説明する。
溶解原料としては、高純度チタン、高純度アルミニウ
ム、酸化物を用い、酸素、窒素等の気体不純物の混入を
回避するために、好ましくはチタンゲッター同時溶解に
よる高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク溶解
法により、TiAl基合金を溶製する。成分元素の偏析によ
る不均質性を防止するためには、多数回溶解を行なった
方が良く、更に1050℃で48時間程度の均質化熱処理を、
１×10-5Torrより高真空下で行なう。本発明のTiAl基合
金の成分が上記のように限定される理由は以下の通りで
ある。
ム、酸化物を用い、酸素、窒素等の気体不純物の混入を
回避するために、好ましくはチタンゲッター同時溶解に
よる高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク溶解
法により、TiAl基合金を溶製する。成分元素の偏析によ
る不均質性を防止するためには、多数回溶解を行なった
方が良く、更に1050℃で48時間程度の均質化熱処理を、
１×10-5Torrより高真空下で行なう。本発明のTiAl基合
金の成分が上記のように限定される理由は以下の通りで
ある。
チタン:63.5〜67.9重量％； TiAlの単相領域は、チタンが室温において59.2〜64.9
重量％の範囲内であり、それよりチタン過剰側ではTi3A
lが、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出する。Ti−Al
二元系における室温圧縮試験によれば、化学量論組成よ
りもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が優れている。こ
れらのことから、圧縮特性に優れた組成は上記組成と
し、さらに高圧縮特性を安定して得るためには、チタン
は64.0〜65.8重量％が好ましい。第１図はTi−Al二元系
において広範な組成範囲における圧縮試験結果を、圧縮
率についてプロットしたものである。なおここでいう圧
縮率は｛（試験片の初期高さ）−（応力歪線上で試験片
が破断する直前の試験片の高さ）｝／（試験片の初期高
さ）×100とする。また圧縮破断強度は応力・歪線図上
で応力低下を開始する直前の荷重を初期断面積で除した
値とする。同図より、圧縮率が高い組成が、TiAlの化学
量論組成（64.0重量％Ti−36.0重量％Al）よりもわずか
にチタン過剰側であることがわかる。
重量％の範囲内であり、それよりチタン過剰側ではTi3A
lが、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出する。Ti−Al
二元系における室温圧縮試験によれば、化学量論組成よ
りもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が優れている。こ
れらのことから、圧縮特性に優れた組成は上記組成と
し、さらに高圧縮特性を安定して得るためには、チタン
は64.0〜65.8重量％が好ましい。第１図はTi−Al二元系
において広範な組成範囲における圧縮試験結果を、圧縮
率についてプロットしたものである。なおここでいう圧
縮率は｛（試験片の初期高さ）−（応力歪線上で試験片
が破断する直前の試験片の高さ）｝／（試験片の初期高
さ）×100とする。また圧縮破断強度は応力・歪線図上
で応力低下を開始する直前の荷重を初期断面積で除した
値とする。同図より、圧縮率が高い組成が、TiAlの化学
量論組成（64.0重量％Ti−36.0重量％Al）よりもわずか
にチタン過剰側であることがわかる。
アルミニウム:31.3〜35.8重量％； アルミニウムの成分範囲はチタンと酸化物元素の残部
となり、結果的に31.3〜35.8重量％の範囲となる。
となり、結果的に31.3〜35.8重量％の範囲となる。
酸化物:0.01〜0.8重量％； Y2O3,CaO,Al2O3の微細粉体酸化物を0.01重量％以上添
加するのは、これらの酸化物が10μｍ程度に均一に分散
すると同時にマトリックスの微細化をもたらすことが可
能であるからである。このことは、分散微細酸化物粒子
が塑性変形の際の転位の移動度及び発生源として影響を
あたえることに帰結される。0.01重量％以下ではこうし
た効果を認めることはできない。
加するのは、これらの酸化物が10μｍ程度に均一に分散
すると同時にマトリックスの微細化をもたらすことが可
能であるからである。このことは、分散微細酸化物粒子
が塑性変形の際の転位の移動度及び発生源として影響を
あたえることに帰結される。0.01重量％以下ではこうし
た効果を認めることはできない。
またY2O3,CaO,Al2O3の微細粉体酸化物を0.8重量％以
下にする必要性は、これを超えた添加は酸化物の凝集化
を引き起こし、変形特性及び強度の低下につながるから
である。第２図及び第３図にY2O3添加材の圧縮試験結果
について破断強度及び圧縮率の添加量依存性をプロット
する。
下にする必要性は、これを超えた添加は酸化物の凝集化
を引き起こし、変形特性及び強度の低下につながるから
である。第２図及び第３図にY2O3添加材の圧縮試験結果
について破断強度及び圧縮率の添加量依存性をプロット
する。
すなわち、第２図において、Y2O3を微量（0.01重量
％）添加することにより急激に破断強度を増加し、添加
量0.4重量％をピークにして破断強度の下降を示し、添
加量1.0重量％で、Y2O3無添加の場合より該強度が低下
する。
％）添加することにより急激に破断強度を増加し、添加
量0.4重量％をピークにして破断強度の下降を示し、添
加量1.0重量％で、Y2O3無添加の場合より該強度が低下
する。
また、第３図においても同様の傾向を示し、従ってY2
O3添加量を0.01〜0.8重量％の範囲とする。
O3添加量を0.01〜0.8重量％の範囲とする。
なお、破断強度、圧縮率における最適範囲は0.01〜0.
5重量％である。また、CaO,Al2O3の酸化物についても同
様の結果が得られた。
5重量％である。また、CaO,Al2O3の酸化物についても同
様の結果が得られた。
こうして製造されたTiAl基合金は、酸化物無添加組成
でみられた粗大粒を微細粒へと変化させ、酸化物自体も
均一に微細分散することが、Ｘ線マイクロアナライザー
等によって明らかになった。さらにチタンやアルミニウ
ムの構成元素も酸化物周辺で、偏析及び逆偏析を起こす
こと無くマトリックスの均一性も保持されていることが
明らかになった。
でみられた粗大粒を微細粒へと変化させ、酸化物自体も
均一に微細分散することが、Ｘ線マイクロアナライザー
等によって明らかになった。さらにチタンやアルミニウ
ムの構成元素も酸化物周辺で、偏析及び逆偏析を起こす
こと無くマトリックスの均一性も保持されていることが
明らかになった。
第４図は酸化物を添加しない場合のTiAl基合金（ａ）
と酸化物としてY2O3を0.18重量％添加したTiAl基合金
（ｂ）の光学顕微鏡写真である。第４図（ｂ）の組織の
結晶粒が添加材の均一分散により微細化していることが
わかる。
と酸化物としてY2O3を0.18重量％添加したTiAl基合金
（ｂ）の光学顕微鏡写真である。第４図（ｂ）の組織の
結晶粒が添加材の均一分散により微細化していることが
わかる。
一方Ｘ線回折実験から、TiAl及びTi3Al以外のピーク
は見られず、これらの酸化物を最大限0.8重量％添加し
たとしても、体積分率としてはＸ線回折実験の分解能以
下であることがわかる。そして酸化物添加による格子定
数変化について詳細に調べた結果、格子定数変化は非常
に小さく、格子歪の導入は殆ど無いと考えられる。TiAl
は面心正方晶構造の金属間化合物として存在し、結晶格
子はｃ軸方向に伸びており、c/aは１以上であることが
知られている。化学量論組成におけるc/a値は1.02であ
ることが知られているが、酸化物添加によってもこの値
に殆ど変化は見出されなかった。これらのことから、添
加酸化物はTiAlのマトリックスには殆ど固溶することな
く、粒界およびマトリックスの別なく均一に分散すると
同時に、TiAlの構造変化を何等引き起こしていないこと
がわかった。
は見られず、これらの酸化物を最大限0.8重量％添加し
たとしても、体積分率としてはＸ線回折実験の分解能以
下であることがわかる。そして酸化物添加による格子定
数変化について詳細に調べた結果、格子定数変化は非常
に小さく、格子歪の導入は殆ど無いと考えられる。TiAl
は面心正方晶構造の金属間化合物として存在し、結晶格
子はｃ軸方向に伸びており、c/aは１以上であることが
知られている。化学量論組成におけるc/a値は1.02であ
ることが知られているが、酸化物添加によってもこの値
に殆ど変化は見出されなかった。これらのことから、添
加酸化物はTiAlのマトリックスには殆ど固溶することな
く、粒界およびマトリックスの別なく均一に分散すると
同時に、TiAlの構造変化を何等引き起こしていないこと
がわかった。
塑性変形の観点から判断すると、一般に第二相はその
剛性率の違いから転位運動に対するある種の障害となり
強度の上昇を招くが、変形能に関しては第二相の形態及
び性質によって大きく異なる。TiAlは変形に関わる転位
が面心立方格子由来の普通転位以外に、金属間化合物特
有の超格子転位及び部分転位、そして双晶転位が挙げら
れるが、これらの転位の移動度及び、辷りや双晶をおこ
す変形転位の活性化が変形のポイントと考えられる。本
発明の合金系においては、変形特性の向上がみられたこ
とから、微細酸化物相はこれらの転位挙動に影響を与え
たと推察される。また1000℃近傍まで硬度が無添加材よ
りも向上しているのは、TiAlの硬度の温度依存性が1000
℃近傍まで低下しないことと併せて、酸化物による強化
はマトリックスの強度変化が起こるまでは保持されるこ
とがわかった。一般に硬度と強度は正の相関があること
から、1000℃近傍までの強度は添加材の方が無添加材に
比べて高いと考えられる。以上のことをまとめると、酸
化物添加は微細に均一分散することにより変形能を向上
させると同時に、強化機構も働き、TiAl自体の熱的な機
械的性質に関わる安定性が保証される温度範囲まで強度
の増加がみいだされることが、本発明により明らかにな
った。
剛性率の違いから転位運動に対するある種の障害となり
強度の上昇を招くが、変形能に関しては第二相の形態及
び性質によって大きく異なる。TiAlは変形に関わる転位
が面心立方格子由来の普通転位以外に、金属間化合物特
有の超格子転位及び部分転位、そして双晶転位が挙げら
れるが、これらの転位の移動度及び、辷りや双晶をおこ
す変形転位の活性化が変形のポイントと考えられる。本
発明の合金系においては、変形特性の向上がみられたこ
とから、微細酸化物相はこれらの転位挙動に影響を与え
たと推察される。また1000℃近傍まで硬度が無添加材よ
りも向上しているのは、TiAlの硬度の温度依存性が1000
℃近傍まで低下しないことと併せて、酸化物による強化
はマトリックスの強度変化が起こるまでは保持されるこ
とがわかった。一般に硬度と強度は正の相関があること
から、1000℃近傍までの強度は添加材の方が無添加材に
比べて高いと考えられる。以上のことをまとめると、酸
化物添加は微細に均一分散することにより変形能を向上
させると同時に、強化機構も働き、TiAl自体の熱的な機
械的性質に関わる安定性が保証される温度範囲まで強度
の増加がみいだされることが、本発明により明らかにな
った。
純度99.9％の高純度チタン（酸素量400ppm以下）63.0
〜68.4重量％、純度99.99％のアルミニウム31.0〜36.0
重量％に、純度99.9％で粒径約26μｍの酸化イットリウ
ム（Y2O3）0.01〜0.8重量％あるいは純度99.99％で粒径
約５μｍの高純度カルシア（CaO）0.01〜0.8重量％を添
加してなる溶解原料を、高真空雰囲気制御可能な多極式
アルゴンアーク溶解法により溶製した。溶解に際しては
成分元素のマウロ偏析を回避するために３回溶解を行な
い、また酸化物粉体の飛散を極力回避するために、添加
酸化物粉体は99.99％アルミニウム箔（約0.3mm厚）と層
状に積層後、簡易プレス装置で圧加を課して装入させ
た。溶製材は1050℃で48時間の均質化熱処理を１×10-5
Torr以上の高真空下で行い、さらに均質化のための熱処
理を施した。
〜68.4重量％、純度99.99％のアルミニウム31.0〜36.0
重量％に、純度99.9％で粒径約26μｍの酸化イットリウ
ム（Y2O3）0.01〜0.8重量％あるいは純度99.99％で粒径
約５μｍの高純度カルシア（CaO）0.01〜0.8重量％を添
加してなる溶解原料を、高真空雰囲気制御可能な多極式
アルゴンアーク溶解法により溶製した。溶解に際しては
成分元素のマウロ偏析を回避するために３回溶解を行な
い、また酸化物粉体の飛散を極力回避するために、添加
酸化物粉体は99.99％アルミニウム箔（約0.3mm厚）と層
状に積層後、簡易プレス装置で圧加を課して装入させ
た。溶製材は1050℃で48時間の均質化熱処理を１×10-5
Torr以上の高真空下で行い、さらに均質化のための熱処
理を施した。
溶製インゴットから断面が3mmφで高さ4.5mmの圧縮試
験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密平行
研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温圧縮
試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるために
試験は５個の試験片の平均値をとり、各機械的特性値の
バラツキ精度は最大、最小値が平均値から15％以内とし
た。
験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密平行
研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温圧縮
試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるために
試験は５個の試験片の平均値をとり、各機械的特性値の
バラツキ精度は最大、最小値が平均値から15％以内とし
た。
第１表に上記試験試料組成の化学分析値を酸化物を添
加しない比較例とともに示す。該比較例の溶製方法及び
試験方法は本発明の実施例の場合と同様である。
加しない比較例とともに示す。該比較例の溶製方法及び
試験方法は本発明の実施例の場合と同様である。
第２表に上記試験試料の圧縮特性を示す。これによ
り、本発明のTiAl基合金の破断特性及び圧縮率が比較例
に比較して著るしく上昇していることが証明された。
り、本発明のTiAl基合金の破断特性及び圧縮率が比較例
に比較して著るしく上昇していることが証明された。
なお、試料No.3の高温硬度を測定した結果を第５図に
示す。この図に示すように、本発明材（×印）は酸化物
無添加材（○印）に比較して、1000℃近傍まで硬度が高
くなっており、従って高温強度が高いことを示してい
る。
示す。この図に示すように、本発明材（×印）は酸化物
無添加材（○印）に比較して、1000℃近傍まで硬度が高
くなっており、従って高温強度が高いことを示してい
る。
〔発明の効果〕 本発明は、組織の微細化及び添加酸化物の均一分散化
をもたらすことにより、圧縮変形特性を向上させると同
時に高温まで強化が保持されるものであり、機械的性質
を総じて向上させることが可能である。このことから圧
縮応力が支配的な圧延、鍛造といった加工プロセスへの
適用が可能となり、成型部材の製造に有利となった。ま
た添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ従来の
軽量性を損なわず、航空機部材への適用も可能になるな
ど工業的効果は大きい。
をもたらすことにより、圧縮変形特性を向上させると同
時に高温まで強化が保持されるものであり、機械的性質
を総じて向上させることが可能である。このことから圧
縮応力が支配的な圧延、鍛造といった加工プロセスへの
適用が可能となり、成型部材の製造に有利となった。ま
た添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ従来の
軽量性を損なわず、航空機部材への適用も可能になるな
ど工業的効果は大きい。
第１図はTiAl基二元合金におけるチタン濃度と圧縮率と
の関係を示す図であり、 第２図は本発明合金におけるY2O3添加量と圧縮0.2％耐
力及び破断強度との関係を示す図であり、 第３図は本発明合金のY2O3添加量と圧縮率との関係を示
す図であり、 第４図は本発明合金と比較合金の顕微鏡金属組織写真で
あり、 第５図は本発明合金と比較合金の温度とビッカース硬度
の関係を示す図である。
の関係を示す図であり、 第２図は本発明合金におけるY2O3添加量と圧縮0.2％耐
力及び破断強度との関係を示す図であり、 第３図は本発明合金のY2O3添加量と圧縮率との関係を示
す図であり、 第４図は本発明合金と比較合金の顕微鏡金属組織写真で
あり、 第５図は本発明合金と比較合金の温度とビッカース硬度
の関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％でチタン:63.5〜67.9％、アルミニ
ウム:31.3〜35.8％からなる二元系Ti−Al合金に微細粉
体酸化物を0.01〜0.8％添加したことを特徴とする圧縮
変性特性及び高温硬度に優れた酸化物添加金属間化合物
TiAl基合金。 - 【請求項２】微細粉体酸化物がY2O3である請求項１記載
の金属間化合物TiAl基合金。 - 【請求項３】微細粉体酸化物がCaOである請求項１記載
の金属間化合物TiAl基合金。 - 【請求項４】微細粉体酸化物がAl2O3である請求項１記
載の金属間化合物TiAl基合金。
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|---|---|---|---|
| JP1335796A JP2776594B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1335796A JP2776594B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金 |
Publications (2)
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|---|---|
| JPH03197633A JPH03197633A (ja) | 1991-08-29 |
| JP2776594B2 true JP2776594B2 (ja) | 1998-07-16 |
Family
ID=18292528
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1335796A Expired - Lifetime JP2776594B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金 |
Country Status (1)
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|---|---|
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Families Citing this family (2)
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|---|---|---|---|---|
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| US11846006B2 (en) | 2019-10-03 | 2023-12-19 | Tokyo Metropolitan Public University Corporation | Heat-resistant alloy, heat-resistant alloy powder, heat-resistant alloy structural component, and manufacturing method of the same |
Citations (1)
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-
1989
- 1989-12-25 JP JP1335796A patent/JP2776594B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
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| JPH0368724A (ja) * | 1989-08-04 | 1991-03-25 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | アルミナイド基複合材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03197633A (ja) | 1991-08-29 |
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