JP2903102B2 - 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 - Google Patents
高温高強度ＴｉＡｌ基合金Info
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- JP2903102B2 JP2903102B2 JP6054807A JP5480794A JP2903102B2 JP 2903102 B2 JP2903102 B2 JP 2903102B2 JP 6054807 A JP6054807 A JP 6054807A JP 5480794 A JP5480794 A JP 5480794A JP 2903102 B2 JP2903102 B2 JP 2903102B2
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- Japan
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- alloy
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- mol
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Classifications
-
- 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
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高温高強度ＴｉＡｌ
基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明
は、十分な常温伸びを有するとともに、高温強度特性に
も優れたＴｉＡｌ基合金に関するものである。
基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明
は、十分な常温伸びを有するとともに、高温強度特性に
も優れたＴｉＡｌ基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】耐熱材料の軽量化は、航空・
宇宙関連機器やエンジン機器などのエネルギー効率の向
上に重要とされている。このため、従来より、Ｔｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物が候補材料として注目されており、そ
の実用化への検討が精力的になされてきている。そし
て、ＴｉＡｌ系合金については、これまでにその実用化
に際して障害となる常温延性や成形加工性などの諸問題
が克服されつつあり、現在では、より向上させた高温強
度特性の開発が要望されている。
宇宙関連機器やエンジン機器などのエネルギー効率の向
上に重要とされている。このため、従来より、Ｔｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物が候補材料として注目されており、そ
の実用化への検討が精力的になされてきている。そし
て、ＴｉＡｌ系合金については、これまでにその実用化
に際して障害となる常温延性や成形加工性などの諸問題
が克服されつつあり、現在では、より向上させた高温強
度特性の開発が要望されている。
【０００３】このようなＴｉＡｌ系合金の高温高強度化
に向けて、従来では、Ｃ，Ｎ，Ｏ等の添加によって微細
粒子を析出させたり、あるいはＮｂ，Ｔａ等の元素を３
〜１０％固溶させるなどの試みが行われている。しかし
ながら、前者の場合には、析出する微粒子が１０００℃
程度の高温において不安定となり、高温高強度の実現は
達成されていないのが実情であり、後者の場合には、一
応、高温高強度特性が実現されてはいるものの、実用化
に際しては、製造コスト並びに軽量化の点において改善
される必要がある。
に向けて、従来では、Ｃ，Ｎ，Ｏ等の添加によって微細
粒子を析出させたり、あるいはＮｂ，Ｔａ等の元素を３
〜１０％固溶させるなどの試みが行われている。しかし
ながら、前者の場合には、析出する微粒子が１０００℃
程度の高温において不安定となり、高温高強度の実現は
達成されていないのが実情であり、後者の場合には、一
応、高温高強度特性が実現されてはいるものの、実用化
に際しては、製造コスト並びに軽量化の点において改善
される必要がある。
【０００４】この他、ＴｉＢ2 の分散強化という手法も
提案されているが、実際には、サブミクロンの微細粒子
の分散には成功してはいない。この発明は、以上の通り
の事情に鑑みてなされたものであり、従来のＴｉＡｌ系
合金の欠点を解消し、２％以上の十分な常温伸びを確保
しながらも、高温高強度化を図ることができ、しかもそ
れを経済的に実現することのできる、高温高強度ＴｉＡ
ｌ基合金を提供することを目的としている。
提案されているが、実際には、サブミクロンの微細粒子
の分散には成功してはいない。この発明は、以上の通り
の事情に鑑みてなされたものであり、従来のＴｉＡｌ系
合金の欠点を解消し、２％以上の十分な常温伸びを確保
しながらも、高温高強度化を図ることができ、しかもそ
れを経済的に実現することのできる、高温高強度ＴｉＡ
ｌ基合金を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するものとして、Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡ
ｌが４６〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であっ
て、このＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添
加されるとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元
素、あるいはＨｆ及びＺｒが合計で０〜３モル％添加さ
れ、γ相、α2 相及び１０〜４０ｎｍの微細粒Ｓｂ−ｒ
ｉｃｈ相の３相が共存していることを特徴とする高温高
強度ＴｉＡｌ基合金を提供する。
を解決するものとして、Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡ
ｌが４６〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であっ
て、このＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添
加されるとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元
素、あるいはＨｆ及びＺｒが合計で０〜３モル％添加さ
れ、γ相、α2 相及び１０〜４０ｎｍの微細粒Ｓｂ−ｒ
ｉｃｈ相の３相が共存していることを特徴とする高温高
強度ＴｉＡｌ基合金を提供する。
【０００６】また、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合
金は、常温延性を確保するために、α2 相および微細粒
のＳｂ−ｒｉｃｈ相が体積％で、各々、２〜１０％の割
合でγ相とともに共存することをその好適な一態様とし
てもいる。
金は、常温延性を確保するために、α2 相および微細粒
のＳｂ−ｒｉｃｈ相が体積％で、各々、２〜１０％の割
合でγ相とともに共存することをその好適な一態様とし
てもいる。
【０００７】
【作用】上記の通りのこの発明の合金においては、軽量
耐熱材料として従来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の
１０００〜１１００℃における高温強度と比較して、極
めて高い値を示し、通常のアーク溶解法等により製造で
き、しかも常温においてＴｉＡｌ−γ単相合金より優
れ、実用化に必要となる２％以上の伸びを有する。
耐熱材料として従来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の
１０００〜１１００℃における高温強度と比較して、極
めて高い値を示し、通常のアーク溶解法等により製造で
き、しかも常温においてＴｉＡｌ−γ単相合金より優
れ、実用化に必要となる２％以上の伸びを有する。
【０００８】すなわち、この合金は、γ相（Ｌ１0 構
造）をベースとし、α2 相（ＤＯ19構造）およびＳｂ−
ｒｉｃｈ相（Ｃ16構造）の３相が共存する組成であるた
めに、この材料の使用温度範囲（１１００℃以下）にお
いて組織は極めて安定である。また、１１００〜１３５
０℃における熱処理により、サブミクロンの微細粒Ｓｂ
−ｒｉｃｈ相の分散と適量の板状α2 相の生成が容易に
形成され、常温延性と高温・高強度特性を兼備えてい
る。
造）をベースとし、α2 相（ＤＯ19構造）およびＳｂ−
ｒｉｃｈ相（Ｃ16構造）の３相が共存する組成であるた
めに、この材料の使用温度範囲（１１００℃以下）にお
いて組織は極めて安定である。また、１１００〜１３５
０℃における熱処理により、サブミクロンの微細粒Ｓｂ
−ｒｉｃｈ相の分散と適量の板状α2 相の生成が容易に
形成され、常温延性と高温・高強度特性を兼備えてい
る。
【０００９】さらに詳しく説明すると、Ｔｉを４６〜５
４モル％及びＡｌを４６〜５２モル％含有するＴｉＡｌ
基合金において、γ相（Ｌ１0 構造）をベースとして板
状のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相，ＤＯ19構造）が析出するた
め、常温伸びを２％以上有し、常温延性を十分に確保す
ることができる。そして、このα2 相は、体積％で２〜
１０％合金中に含まれていることが常温延性の確保には
望ましい。 また、０．１〜１モル％という少量のＳｂ
の添加により、合金の固溶強化とともに、１０〜４０ｎ
ｍ程度のサブミクロンの微細なＳｂ−ｒｉｃｈ相（Ｃ16
構造）粒子が変形転位を固着させるため、１０００℃以
上における高温強度が向上する。一方、Ｓｂを１モル％
よりも多量に添加してしまうと、Ｓｂ−ｒｉｃｈ相粒子
が粗大化し、変形転位の固着が不可能となる。
４モル％及びＡｌを４６〜５２モル％含有するＴｉＡｌ
基合金において、γ相（Ｌ１0 構造）をベースとして板
状のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相，ＤＯ19構造）が析出するた
め、常温伸びを２％以上有し、常温延性を十分に確保す
ることができる。そして、このα2 相は、体積％で２〜
１０％合金中に含まれていることが常温延性の確保には
望ましい。 また、０．１〜１モル％という少量のＳｂ
の添加により、合金の固溶強化とともに、１０〜４０ｎ
ｍ程度のサブミクロンの微細なＳｂ−ｒｉｃｈ相（Ｃ16
構造）粒子が変形転位を固着させるため、１０００℃以
上における高温強度が向上する。一方、Ｓｂを１モル％
よりも多量に添加してしまうと、Ｓｂ−ｒｉｃｈ相粒子
が粗大化し、変形転位の固着が不可能となる。
【００１０】さらにまた、上記の通り、Ｈｆ又はＺｒの
いずれか１種、あるいはその両方が合計で０〜３モル％
の範囲で少量添加されることによって、上記のＳｂ−ｒ
ｉｃｈ相の分散がより一層微細となる。一方、３モル％
よりも多量に添加すると、α2 相の析出を増大させ、し
かもＳｂ−ｒｉｃｈ相粒子の粗大をも引き起こし、１０
００℃以上における高温強度が低下してしまう。なお、
高温高強度特性を確保するためには、微細粒のＳｂ−ｒ
ｉｃｈ相は、α2 相と同様に、体積％で２〜１０％合金
中に含有されていることが好ましい。
いずれか１種、あるいはその両方が合計で０〜３モル％
の範囲で少量添加されることによって、上記のＳｂ−ｒ
ｉｃｈ相の分散がより一層微細となる。一方、３モル％
よりも多量に添加すると、α2 相の析出を増大させ、し
かもＳｂ−ｒｉｃｈ相粒子の粗大をも引き起こし、１０
００℃以上における高温強度が低下してしまう。なお、
高温高強度特性を確保するためには、微細粒のＳｂ−ｒ
ｉｃｈ相は、α2 相と同様に、体積％で２〜１０％合金
中に含有されていることが好ましい。
【００１１】以上のＨｆとＺｒは、ともにＴｉと同じＩ
ＶＡ族に属し、化学的に非常に類似した性質を有してい
る。このため、いずれか一方、あるいはその内の一部を
他方で置換しても同様の作用効果が得られる。このよう
に、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金においては、
γ相をベースとしてα2 相及びＳｂ−ｒｉｃｈ相の３相
が共存し、その結果、たとえば１１００℃以下の使用温
度範囲においてもその組織がきわめて安定となる。
ＶＡ族に属し、化学的に非常に類似した性質を有してい
る。このため、いずれか一方、あるいはその内の一部を
他方で置換しても同様の作用効果が得られる。このよう
に、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金においては、
γ相をベースとしてα2 相及びＳｂ−ｒｉｃｈ相の３相
が共存し、その結果、たとえば１１００℃以下の使用温
度範囲においてもその組織がきわめて安定となる。
【００１２】このようなＴｉＡｌ基合金については、１
１００〜１３５０℃での熱処理によって、Ｓｂ−ｒｉｃ
ｈ相の分散と適量のα2 相とが容易に生成する。このた
め、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金は、その製造
が容易でもある。さらにこの発明の高温高強度ＴｉＡｌ
基合金には、Ｓｎ，Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択さ
れる少なくとも１種以上の元素を少量添加することも可
能である。すなわち、Ｓｎ，Ｍｎ又はＳｉを単独で、あ
るいはＳｎ及びＭｎ、Ｓｎ及びＳｉ又はＭｎ及びＳｉの
２種元素を混合させて、もしくはＳｎ，Ｍｎ及びＳｉの
３種の元素を混合させて合金に添加することができる。
その添加量は、たとえば０〜３モル％とすることができ
る。
１００〜１３５０℃での熱処理によって、Ｓｂ−ｒｉｃ
ｈ相の分散と適量のα2 相とが容易に生成する。このた
め、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金は、その製造
が容易でもある。さらにこの発明の高温高強度ＴｉＡｌ
基合金には、Ｓｎ，Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択さ
れる少なくとも１種以上の元素を少量添加することも可
能である。すなわち、Ｓｎ，Ｍｎ又はＳｉを単独で、あ
るいはＳｎ及びＭｎ、Ｓｎ及びＳｉ又はＭｎ及びＳｉの
２種元素を混合させて、もしくはＳｎ，Ｍｎ及びＳｉの
３種の元素を混合させて合金に添加することができる。
その添加量は、たとえば０〜３モル％とすることができ
る。
【００１３】これらの元素は、α2 相の界面転位密度の
増加に寄与することが知られており、その添加によって
より大きな常温延性の確保に有益と考えられる。
増加に寄与することが知られており、その添加によって
より大きな常温延性の確保に有益と考えられる。
【００１４】
【実施例】以下実施例を示し、この発明の高温高強度Ｔ
ｉＡｌ基合金についてさらに詳しく説明する。 実施例１ Ｔｉ，Ａｌ及びＳｂをモル％として各々５０，４９．６
及び０．４含有させたアルゴン雰囲気アーク溶解材につ
いて１２００℃で３時間の均質化熱処理を加えた。この
合金材の１２００℃における平衡状態図での位置は、図
１中に黒丸で示されている。
ｉＡｌ基合金についてさらに詳しく説明する。 実施例１ Ｔｉ，Ａｌ及びＳｂをモル％として各々５０，４９．６
及び０．４含有させたアルゴン雰囲気アーク溶解材につ
いて１２００℃で３時間の均質化熱処理を加えた。この
合金材の１２００℃における平衡状態図での位置は、図
１中に黒丸で示されている。
【００１５】この合金材の組織観察を行ったところ、図
２に示した通り、γ相をベースとして、体積率で２〜８
％程度のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）と、２〜９％程度のＳｂ
−ｒｉｃｈ相とが析出物として含まれていることが確認
された。また、γ平均結晶粒径は１００μｍ程度であっ
た。このような合金材は、常温において２．３％の伸び
を示し、１０００及び１１００℃における高温強度（耐
力）は、それぞれ２３０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであっ
た。少量のＳｂの添加により高温強度が向上するのは固
溶強化と、図３の１０００℃において変形した圧縮試験
後の塑性変形の様子にも見られるように、１０−４０ｎ
ｍのＳｂ相粒子が変形転位を固着させることによるもの
と考えられる。多量に添加すると、Ｓｂ相粒子は粗大と
なり、変形転位の固着は生じなくなる。２．３％程度の
常温伸びを得るには２−１０％程度のα2 相、すなわち
Ｔｉ3Ａｌ相の存在は有効であり、そのためには１１０
０−１３５０℃の温度範囲で１時間以上の熱処理を行う
ことが望ましい。 軽量耐熱材料として従来知られてい
るＴｉ−Ａｌ系化合物の１０００及び１１００℃におけ
る高温強度よりもきわめて高い値を示し、常温延性を確
保しながら、高温強度にも優れた合金材であることが確
認された。
２に示した通り、γ相をベースとして、体積率で２〜８
％程度のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）と、２〜９％程度のＳｂ
−ｒｉｃｈ相とが析出物として含まれていることが確認
された。また、γ平均結晶粒径は１００μｍ程度であっ
た。このような合金材は、常温において２．３％の伸び
を示し、１０００及び１１００℃における高温強度（耐
力）は、それぞれ２３０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであっ
た。少量のＳｂの添加により高温強度が向上するのは固
溶強化と、図３の１０００℃において変形した圧縮試験
後の塑性変形の様子にも見られるように、１０−４０ｎ
ｍのＳｂ相粒子が変形転位を固着させることによるもの
と考えられる。多量に添加すると、Ｓｂ相粒子は粗大と
なり、変形転位の固着は生じなくなる。２．３％程度の
常温伸びを得るには２−１０％程度のα2 相、すなわち
Ｔｉ3Ａｌ相の存在は有効であり、そのためには１１０
０−１３５０℃の温度範囲で１時間以上の熱処理を行う
ことが望ましい。 軽量耐熱材料として従来知られてい
るＴｉ−Ａｌ系化合物の１０００及び１１００℃におけ
る高温強度よりもきわめて高い値を示し、常温延性を確
保しながら、高温強度にも優れた合金材であることが確
認された。
【００１６】なお、図４は、従来公知のＮｉ基スーパー
アロイ（ＭＡ６０００）とこの発明の合金とを比較した
もので、この発明の合金の優れた特性がよく示されてい
る。 実施例２ Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｂ及びＨｆをモル％として各々４９，４
９．６，０．４及び１含有させたアルゴン雰囲気アーク
溶解材について１２００℃で３時間の均質化熱処理を加
えた。この合金材の組織観察を行ったところ、図５に示
した通り、合金組織は実施例１のものとほぼ同様であっ
たが、析出物の体積率が、３−９％と僅かに増加してい
た。
アロイ（ＭＡ６０００）とこの発明の合金とを比較した
もので、この発明の合金の優れた特性がよく示されてい
る。 実施例２ Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｂ及びＨｆをモル％として各々４９，４
９．６，０．４及び１含有させたアルゴン雰囲気アーク
溶解材について１２００℃で３時間の均質化熱処理を加
えた。この合金材の組織観察を行ったところ、図５に示
した通り、合金組織は実施例１のものとほぼ同様であっ
たが、析出物の体積率が、３−９％と僅かに増加してい
た。
【００１７】この合金材は、常温において２％の伸びを
示し、１０００及び１１００℃における高温強度は、そ
れぞれ２５０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであった。常温延
性を保持しつつ、高温強度にも優れた合金材であること
が確認された。実施例１の合金には１モル％程度のＨｆ
の添加は、Ｓｂ相の分散を更に微細にする効果があり、
その結果高温強度が向上する。３モル％を超えるＨｆの
添加はＴｉ3 Ａｌ相を著しく増大させ、かつＳｂ相粒子
の粗大化を生じ、高温強度を低下させる。 実施例３ ＨｆをＺｒに代えた他は実施例２と同様にして合金材を
作成した。
示し、１０００及び１１００℃における高温強度は、そ
れぞれ２５０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであった。常温延
性を保持しつつ、高温強度にも優れた合金材であること
が確認された。実施例１の合金には１モル％程度のＨｆ
の添加は、Ｓｂ相の分散を更に微細にする効果があり、
その結果高温強度が向上する。３モル％を超えるＨｆの
添加はＴｉ3 Ａｌ相を著しく増大させ、かつＳｂ相粒子
の粗大化を生じ、高温強度を低下させる。 実施例３ ＨｆをＺｒに代えた他は実施例２と同様にして合金材を
作成した。
【００１８】合金組織は、実施例２で作成した合金の組
織と著しく類似していた。常温伸びは２％で、１０００
及び１１００℃における高温強度は、それぞれ２５０Ｍ
Ｐａ及び１５０ＭＰａであった。Ｚｒの添加によっても
常温延性とともに高温強度にも優れた合金材が作成可能
であることが確認された。 従って、Ｈｆの一部をＺｒ
で置換しても同様な結果が得られるものと考えられる。 比較例 比較のために、Ｓｂ，Ｈｆ及びＺｒを添加せずに、Ｔｉ
及びＡｌをモル％としてそれぞれ５０含有させたアルゴ
ン雰囲気アーク溶解材について１２００℃で３時間の均
質化熱処理を加えた。得られた合金組織は、図６に示し
た通りのものであった。
織と著しく類似していた。常温伸びは２％で、１０００
及び１１００℃における高温強度は、それぞれ２５０Ｍ
Ｐａ及び１５０ＭＰａであった。Ｚｒの添加によっても
常温延性とともに高温強度にも優れた合金材が作成可能
であることが確認された。 従って、Ｈｆの一部をＺｒ
で置換しても同様な結果が得られるものと考えられる。 比較例 比較のために、Ｓｂ，Ｈｆ及びＺｒを添加せずに、Ｔｉ
及びＡｌをモル％としてそれぞれ５０含有させたアルゴ
ン雰囲気アーク溶解材について１２００℃で３時間の均
質化熱処理を加えた。得られた合金組織は、図６に示し
た通りのものであった。
【００１９】常温において２．３％の伸びを示したが、
１０００及び１１００℃における高温強度は、高々１６
０ＭＰａ及び８０ＭＰａでしかなかった。もちろんこの
発明は、以上の例によって限定されるものではない。
１０００及び１１００℃における高温強度は、高々１６
０ＭＰａ及び８０ＭＰａでしかなかった。もちろんこの
発明は、以上の例によって限定されるものではない。
【００２０】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明によ
って、常温延性を十分に保持しつつ、高温強度に優れた
新しい実用的な軽量耐熱合金材が提供される。その製造
は容易であることや、製造コストの低減が図れ、経済性
にも優れる。航空・宇宙関連機器やエンジン機器などの
エネルギー効率の向上に寄与する。
って、常温延性を十分に保持しつつ、高温強度に優れた
新しい実用的な軽量耐熱合金材が提供される。その製造
は容易であることや、製造コストの低減が図れ、経済性
にも優れる。航空・宇宙関連機器やエンジン機器などの
エネルギー効率の向上に寄与する。
【図１】Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｂ３元系の１２００℃における
平衡状態図である。
平衡状態図である。
【図２】この発明の実施例１の合金の組織を示した図面
に代わる写真である。
に代わる写真である。
【図３】この発明の合金の塑性変形の様子を示した組織
の図面に代わる写真である。
の図面に代わる写真である。
【図４】従来合金との比較を示した特性図である。
【図５】実施例２の合金の組織を示した図面に代わる写
真である。
真である。
【図６】実施例３の合金の組織を示した図面に代わる写
真である。
真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−163333（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−197634（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 14/00,21/00
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡｌが４６
〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であって、この
ＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添加される
とともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元素、あるい
はＨｆおよびＺｒが合計で０〜３モル％添加され、γ
相、α2 相及び１０〜４０ｎｍの微細粒Ｓｂ−ｒｉｃｈ
相の３相が共存していることを特徴とする高温高強度Ｔ
ｉＡｌ基合金。 - 【請求項２】 α2 相および微細粒のＳｂ−ｒｉｃｈ相
が体積％で、各々、２〜１０％の割合でγ相とともに共
存する請求項１記載のＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項３】 Ｓｎ，Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択
される少なくとも１種の元素が０〜３モル％添加されて
いる請求項１記載のＴｉＡｌ基合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6054807A JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
| US08/398,174 US5542992A (en) | 1994-03-02 | 1995-03-02 | Tial base alloy having high strength performance at high temperature |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6054807A JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07242967A JPH07242967A (ja) | 1995-09-19 |
| JP2903102B2 true JP2903102B2 (ja) | 1999-06-07 |
Family
ID=12981006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6054807A Expired - Lifetime JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5542992A (ja) |
| JP (1) | JP2903102B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB0215563D0 (en) * | 2002-07-05 | 2002-08-14 | Rolls Royce Plc | A method of heat treating titanium aluminide |
| WO2004010849A2 (en) * | 2002-07-29 | 2004-02-05 | Wake Forest University | Cardiac diagnostics using time compensated stress test cardiac mri imaging and systems for cardiac diagnostics |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA621884A (en) * | 1961-06-13 | I. Jaffee Robert | Titanium-high aluminum alloys | |
| CA595980A (en) * | 1960-04-12 | Crucible Steel Company Of America | Titanium-aluminum alloys | |
| GB782503A (en) * | 1953-12-18 | 1957-09-11 | Rem Cru Titanium Inc | Improvements in or relating to titanium-aluminium base alloys |
| JP2711558B2 (ja) * | 1988-12-16 | 1998-02-10 | 新日本製鐵株式会社 | ＴｉＡ▲ｌ▼金属間化合物とその製造方法 |
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