JP3054696B2 - Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、主にTiAlおよび
Ti3Al の金属間化合物と微細に分散するTi5Si3とから成
る、Ti−Al−Si系合金の製造方法に関する。このTi−Al
−Si系合金は、ジェットエンジンおよび陸上タービンの
コンプレッサー並びにタービンのブレードおよびベーン
の他、自動車エンジンの排気バルブおよびピストンや、
ロケット、超音速航空機および宇宙航空機のエンジン並
びに耐熱構造材、さらにはボイラーの耐熱管並びに耐熱
構造材など、新しい軽量耐熱材料としての用途が期待さ
れる。
Ti3Al の金属間化合物と微細に分散するTi5Si3とから成
る、Ti−Al−Si系合金の製造方法に関する。このTi−Al
−Si系合金は、ジェットエンジンおよび陸上タービンの
コンプレッサー並びにタービンのブレードおよびベーン
の他、自動車エンジンの排気バルブおよびピストンや、
ロケット、超音速航空機および宇宙航空機のエンジン並
びに耐熱構造材、さらにはボイラーの耐熱管並びに耐熱
構造材など、新しい軽量耐熱材料としての用途が期待さ
れる。
【０００２】
【従来の技術】例えば、ガスタービン用単結晶ブレード
およびべーンについて、Ni基超合金の一方向凝固技術が
よく知られている。すなわち、図１に示すように、種結
晶を用いることなく、ブレードあるいはべーンとなる溶
融金属１の下部に複雑な凝固経路２を設け、成長する結
晶を１つに絞ることによって、溶融金属１を単結晶３化
する、技術が知られている。なお、図１において、符号
４は高周波コイルである。ここに、Ni基超合金を構成す
るNi合金相と金属間化合物であるNi3Al 相は＜００１＞
方向に成長する傾向が強いために、単結晶材の成長方向
は自動的に＜００１＞となる。この＜００１＞方向は、
耐クリープ性の高い方位であるため、Ni基超合金の一方
向凝固単結晶材は、必然的に優れたクリープ強度を有す
ることになる。
およびべーンについて、Ni基超合金の一方向凝固技術が
よく知られている。すなわち、図１に示すように、種結
晶を用いることなく、ブレードあるいはべーンとなる溶
融金属１の下部に複雑な凝固経路２を設け、成長する結
晶を１つに絞ることによって、溶融金属１を単結晶３化
する、技術が知られている。なお、図１において、符号
４は高周波コイルである。ここに、Ni基超合金を構成す
るNi合金相と金属間化合物であるNi3Al 相は＜００１＞
方向に成長する傾向が強いために、単結晶材の成長方向
は自動的に＜００１＞となる。この＜００１＞方向は、
耐クリープ性の高い方位であるため、Ni基超合金の一方
向凝固単結晶材は、必然的に優れたクリープ強度を有す
ることになる。
【０００３】このように、一方向凝固単結晶技術によっ
て得られるNi基超合金は、とりわけ優れたクリープ強度
を有することから、近年、この一方向凝固単結晶技術
を、主にTiAlおよびTi3Al の金属間化合物から成るTi−
Al系合金についても適用することが検討されている。
て得られるNi基超合金は、とりわけ優れたクリープ強度
を有することから、近年、この一方向凝固単結晶技術
を、主にTiAlおよびTi3Al の金属間化合物から成るTi−
Al系合金についても適用することが検討されている。
【０００４】すなわち、このようなTi−Al系合金では、
Ni基超合金と同様に一方向凝固による単結晶化を、図１
に示した単純な手法で実現するのは不可能であり、予め
ラメラ方位に制御した種結晶を用いることが必須にな
る。この種結晶を用いた一方向凝固によって、Ti−Al系
合金の単結晶材を育成することが可能である。
Ni基超合金と同様に一方向凝固による単結晶化を、図１
に示した単純な手法で実現するのは不可能であり、予め
ラメラ方位に制御した種結晶を用いることが必須にな
る。この種結晶を用いた一方向凝固によって、Ti−Al系
合金の単結晶材を育成することが可能である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところが、Ti−Al系合
金に、種結晶を用いる一方向凝固による単結晶化を所期
してSiを添加した組成、とりわけSiを１at％以上含有す
る組成においては、粗大なチタンシリサイドが生成、そ
して分散するために、図２に示すように、常温延性が著
しく低下する不利がある。なお、図２は、Al＋Si：47at
％以下の下にAlおよびSiを含む、Ti−Al−Si系合金のSi
含有量と常温延性との関係を示したものである。同図に
おいて、□および○印は、それぞれ引張試験を大気中と
真空中にて行った場合の結果である。ここで、Siの増加
と共に常温延性が低下するのは、Siの増加と共にチタン
シリサイドが粗大化することが原因である。
金に、種結晶を用いる一方向凝固による単結晶化を所期
してSiを添加した組成、とりわけSiを１at％以上含有す
る組成においては、粗大なチタンシリサイドが生成、そ
して分散するために、図２に示すように、常温延性が著
しく低下する不利がある。なお、図２は、Al＋Si：47at
％以下の下にAlおよびSiを含む、Ti−Al−Si系合金のSi
含有量と常温延性との関係を示したものである。同図に
おいて、□および○印は、それぞれ引張試験を大気中と
真空中にて行った場合の結果である。ここで、Siの増加
と共に常温延性が低下するのは、Siの増加と共にチタン
シリサイドが粗大化することが原因である。
【０００６】従って、Siを１at％以上で含有するTi−Al
−Si系合金では、生成するチタンシリサイドを単結晶の
成長方向に配向させつつ微細化することが実現されれ
ば、常温延性と高温クリープ特性とを両立させることが
可能であるが、未だ実現されていない。
−Si系合金では、生成するチタンシリサイドを単結晶の
成長方向に配向させつつ微細化することが実現されれ
ば、常温延性と高温クリープ特性とを両立させることが
可能であるが、未だ実現されていない。
【０００７】そこで、この発明は、Siを１at％以上で含
有するTi−Al−Si基合金のラメラ界面が凝固方向に沿っ
て配向した単結晶を育成し、その単結晶中に分散する針
状あるいは板状のチタンシリサイドを微細化すると共
に、ラメラ界面に平行に配向させる、一方向凝固技術を
確立することによって、優れた常温延性および高温強度
特性を併せ持つTi−Al−Si系合金を提供しようとするす
るものである。
有するTi−Al−Si基合金のラメラ界面が凝固方向に沿っ
て配向した単結晶を育成し、その単結晶中に分散する針
状あるいは板状のチタンシリサイドを微細化すると共
に、ラメラ界面に平行に配向させる、一方向凝固技術を
確立することによって、優れた常温延性および高温強度
特性を併せ持つTi−Al−Si系合金を提供しようとするす
るものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明の要旨構成は、
次のとおりである。 (1) Al ：43at％以上およびSi：１at％以上を、Al＋S
i：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、Ｗ、Ｖ、N
b、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２種以上を
合計で1.0 〜 5.0at％含有するTi溶湯を、一方向凝固さ
せたのち、α相単相領域にて加熱し、その後徐冷するこ
とを特徴とするTi−Al−Si系合金の製造方法。
次のとおりである。 (1) Al ：43at％以上およびSi：１at％以上を、Al＋S
i：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、Ｗ、Ｖ、N
b、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２種以上を
合計で1.0 〜 5.0at％含有するTi溶湯を、一方向凝固さ
せたのち、α相単相領域にて加熱し、その後徐冷するこ
とを特徴とするTi−Al−Si系合金の製造方法。
【０００９】(2) Al ：43at％以上およびSi：１at％以
上を、Al＋Si：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、
Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２
種以上を合計で1.0 〜 5.0at％、並びにＣ、ＮおよびRE
M から選ばれる１種または２種以上を合計で0.05〜 1.0
at％、含有するTi溶湯を、一方向凝固させることを特徴
とするTi−Al−Si系合金の製造方法。
上を、Al＋Si：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、
Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２
種以上を合計で1.0 〜 5.0at％、並びにＣ、ＮおよびRE
M から選ばれる１種または２種以上を合計で0.05〜 1.0
at％、含有するTi溶湯を、一方向凝固させることを特徴
とするTi−Al−Si系合金の製造方法。
【００１０】
【００１１】
【００１２】
【発明の実施の形態】さて、Siを１at％以上含むTiAl基
合金から、ラメラ界面が凝固方向に平行な単結晶を一方
向凝固により育成すると、粗大なTi5Si3が分散して生成
する。このTi5Si3相は、当該単結晶材の代表的組織を図
３に示すように、凝固方向に沿って配向するが、ところ
によっては図４に示すように、凝固方向に沿って配向し
ない部分も存在する。このチタンシリサイドのうち、凝
固方向に沿って配向するチタンシリサイドは、高い高温
クリープ強度をもたらす要因となるものの、部分的に生
成する粗大なチタンシリサイドは常温延性を著しく損な
う要因となる。このような粗大なチタンシリサイドは、
共晶凝固過程にて生ずるものである。そして、常温延性
および高温強度特性を両立するには、この共晶シリサイ
ドを微細化することが、肝要であり、共晶シリサイドを
微細化する手法について、以下に詳細に説明する。
合金から、ラメラ界面が凝固方向に平行な単結晶を一方
向凝固により育成すると、粗大なTi5Si3が分散して生成
する。このTi5Si3相は、当該単結晶材の代表的組織を図
３に示すように、凝固方向に沿って配向するが、ところ
によっては図４に示すように、凝固方向に沿って配向し
ない部分も存在する。このチタンシリサイドのうち、凝
固方向に沿って配向するチタンシリサイドは、高い高温
クリープ強度をもたらす要因となるものの、部分的に生
成する粗大なチタンシリサイドは常温延性を著しく損な
う要因となる。このような粗大なチタンシリサイドは、
共晶凝固過程にて生ずるものである。そして、常温延性
および高温強度特性を両立するには、この共晶シリサイ
ドを微細化することが、肝要であり、共晶シリサイドを
微細化する手法について、以下に詳細に説明する。
【００１３】まず、この発明のTi−Al−Si系合金は、A
l：43at％以上およびSi：１at％以上を、Al＋Si：47at
％以下の下に含み、さらにCr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、Mn
およびReから選ばれる１種または２種以上を合計で1.0
〜 5.0at％含有する、成分組成を基本とする。
l：43at％以上およびSi：１at％以上を、Al＋Si：47at
％以下の下に含み、さらにCr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、Mn
およびReから選ばれる１種または２種以上を合計で1.0
〜 5.0at％含有する、成分組成を基本とする。
【００１４】すなわち、Al：43at％以上およびSi：１at
％以上を、Al＋Si：47at％以下の下に含有させるのは、
図５に示す斜線部の組成を有する種結晶を用いる一方向
凝固によって、上記の基本成分組成のTi−Al−Si系合金
を、単結晶化することを可能ならしめるためである。
％以上を、Al＋Si：47at％以下の下に含有させるのは、
図５に示す斜線部の組成を有する種結晶を用いる一方向
凝固によって、上記の基本成分組成のTi−Al−Si系合金
を、単結晶化することを可能ならしめるためである。
【００１５】また、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、Mnおよび
Reから選ばれる１種または２種以上を合計で1.0 〜 5.0
at％含有するのは、Ti−Al−Si系合金の常温延性を適正
に保ちつつ、優れた高温強度および耐酸化性を確保する
ためである。
Reから選ばれる１種または２種以上を合計で1.0 〜 5.0
at％含有するのは、Ti−Al−Si系合金の常温延性を適正
に保ちつつ、優れた高温強度および耐酸化性を確保する
ためである。
【００１６】さらに、上記の成分になるTi溶湯に、液相
と平衡し得る組成（図５の斜線部）を有するTi−Al−Si
系種結晶を用いて、昇温中に（γ十Ti5Si3）２相領域に
入ることなく（α十Ti5Si3）２相領域に入る、凝固過程
を与えることによって、（γ十α2 ＋Ti5Si3）なる相構
成を持ち、かつラメラ界面が凝固方向に沿って成長した
単結晶中に、針状あるいは板状のチタンシリサイドが分
散して生成した、組織が得られる。そして、以上の基本
成分または製造工程において、次のいずれかの手法にて
チタンシリサイドの微細化を達成することが、肝要であ
る。
と平衡し得る組成（図５の斜線部）を有するTi−Al−Si
系種結晶を用いて、昇温中に（γ十Ti5Si3）２相領域に
入ることなく（α十Ti5Si3）２相領域に入る、凝固過程
を与えることによって、（γ十α2 ＋Ti5Si3）なる相構
成を持ち、かつラメラ界面が凝固方向に沿って成長した
単結晶中に、針状あるいは板状のチタンシリサイドが分
散して生成した、組織が得られる。そして、以上の基本
成分または製造工程において、次のいずれかの手法にて
チタンシリサイドの微細化を達成することが、肝要であ
る。
【００１７】すなわち、上記基本成分を有するTi溶湯に
て一方向凝固を行うに当たり、上記基本成分に加えて、
Ｃ、ＮおよびREM から選ばれる１種または２種以上を合
計で0.05〜 1.0at％含有することによって、得られる一
方向凝固材は、共晶シリサイドが微細化しかつラメラ界
面に沿って配向した、組織となる。なぜなら、Ｃ、Ｎお
よびREM から選ばれる１種または２種以上を合計で0.05
at％以上含有することによって、共晶シリサイドの核生
成サイトが多数導入されるために、共晶シリサイドの微
細化が達成される。一方、含有量が 1.0at％をこえる
と、粗大なＣ、ＮおよびREM とTiとの化合物が出現し、
常温延性を著しく阻害するためである。
て一方向凝固を行うに当たり、上記基本成分に加えて、
Ｃ、ＮおよびREM から選ばれる１種または２種以上を合
計で0.05〜 1.0at％含有することによって、得られる一
方向凝固材は、共晶シリサイドが微細化しかつラメラ界
面に沿って配向した、組織となる。なぜなら、Ｃ、Ｎお
よびREM から選ばれる１種または２種以上を合計で0.05
at％以上含有することによって、共晶シリサイドの核生
成サイトが多数導入されるために、共晶シリサイドの微
細化が達成される。一方、含有量が 1.0at％をこえる
と、粗大なＣ、ＮおよびREM とTiとの化合物が出現し、
常温延性を著しく阻害するためである。
【００１８】また、上記基本成分にＣ、ＮおよびREM か
ら選ばれる１種または２種以上を添加しないと、一方向
凝固によって粗大なチタンシリサイドを含む単結晶材が
得られるが、この場合は、この単結晶材を、α相単相領
域にて加熱して、粗大シリサイドをα相中に一旦溶解さ
せ、その後徐冷することによって、過飽和のSiを微細な
チタンシリサイドとして、ラメラ界面に沿って配向析出
させると、図６に示す、組織が得られる。
ら選ばれる１種または２種以上を添加しないと、一方向
凝固によって粗大なチタンシリサイドを含む単結晶材が
得られるが、この場合は、この単結晶材を、α相単相領
域にて加熱して、粗大シリサイドをα相中に一旦溶解さ
せ、その後徐冷することによって、過飽和のSiを微細な
チタンシリサイドとして、ラメラ界面に沿って配向析出
させると、図６に示す、組織が得られる。
【００１９】ここで、α相単相領域の加熱とは、状態図
の（α＋γ）相境界の直上のα相単相領域における加熱
を意味し、具体的には、合金組成にもよるが、1350℃程
度の温度に対応する。また、加熱時間は１時間以上必要
である。さらに、微細なチタンシリサイドをラメラ界面
に沿って配列させるためには、その後の徐冷は、1300〜
1100℃の間を５〜20℃／ｈの冷却速度で行うことが、好
ましい。
の（α＋γ）相境界の直上のα相単相領域における加熱
を意味し、具体的には、合金組成にもよるが、1350℃程
度の温度に対応する。また、加熱時間は１時間以上必要
である。さらに、微細なチタンシリサイドをラメラ界面
に沿って配列させるためには、その後の徐冷は、1300〜
1100℃の間を５〜20℃／ｈの冷却速度で行うことが、好
ましい。
【００２０】なお、上記の熱処理を、上記基本成分に
Ｃ、ＮおよびREM から選ばれる１種または２種以上を添
加した場合にも適用すると、共晶シリサイドのさらなる
微細化が達成できるのは勿論である。
Ｃ、ＮおよびREM から選ばれる１種または２種以上を添
加した場合にも適用すると、共晶シリサイドのさらなる
微細化が達成できるのは勿論である。
【００２１】以上の方法によって得られる、Siを１at％
以上含み、微細なチタンシリサイドがラメラ界面に平行
に配向している単結晶は、ラメラ界面と平行に負荷され
る引張応力に対して、数％の常温延性と共に、非常に優
れたクリープ抵抗を示す。
以上含み、微細なチタンシリサイドがラメラ界面に平行
に配向している単結晶は、ラメラ界面と平行に負荷され
る引張応力に対して、数％の常温延性と共に、非常に優
れたクリープ抵抗を示す。
【００２２】例えば、従来報告されているTi−Al基合金
の760 ℃における最小クリープ速度を負荷応力の関数と
してプロットした図に、Ti−43at％Al−３at％Si系合金
およびTi−45at％Al−２at％Si系合金の750 ℃における
最小クリープ速度をプロットした結果を、図７に示す。
従来の合金の最小クリープ速度は、760 ℃におけるもの
であり、Ti−43at％Al−３at％SiおよびTi−45at％Al−
２at％Si系合金のそれは、750 ℃における値である。従
って、両者を直接比較できないが、従来のTiAl基合金の
場合、一定応力下で最小クリープ速度を１桁大きくする
ためには、少なくとも50℃以上の温度上昇が必要である
から、この発明に従う単結晶は、従来のTi−Al基合金を
凌駕するクリープ強度を有することがわかる。
の760 ℃における最小クリープ速度を負荷応力の関数と
してプロットした図に、Ti−43at％Al−３at％Si系合金
およびTi−45at％Al−２at％Si系合金の750 ℃における
最小クリープ速度をプロットした結果を、図７に示す。
従来の合金の最小クリープ速度は、760 ℃におけるもの
であり、Ti−43at％Al−３at％SiおよびTi−45at％Al−
２at％Si系合金のそれは、750 ℃における値である。従
って、両者を直接比較できないが、従来のTiAl基合金の
場合、一定応力下で最小クリープ速度を１桁大きくする
ためには、少なくとも50℃以上の温度上昇が必要である
から、この発明に従う単結晶は、従来のTi−Al基合金を
凌駕するクリープ強度を有することがわかる。
【００２３】なお、図７における従来報告されているTi
−Al基合金に関するデータは、「Creep of a fine-grou
ned,fully-lamellar two-phase TiAl alloy at 760℃」
（J.N.Wang， A.J.Schwartz ，T.G.Nieh，C.T.Liu ，V.
K.Sikka and D.Clements著、Gamma Titanium Aluminide
s Editedly Y-W.Kim，R.Wagner and M.Yamaguchi，The
Minerals，Metals and Materials Society，1995，第94
9 〜957 頁）を出典とする。
−Al基合金に関するデータは、「Creep of a fine-grou
ned,fully-lamellar two-phase TiAl alloy at 760℃」
（J.N.Wang， A.J.Schwartz ，T.G.Nieh，C.T.Liu ，V.
K.Sikka and D.Clements著、Gamma Titanium Aluminide
s Editedly Y-W.Kim，R.Wagner and M.Yamaguchi，The
Minerals，Metals and Materials Society，1995，第94
9 〜957 頁）を出典とする。
【００２４】
【発明の効果】この発明によって、Siを１at％以上で含
有するTi−Al基合金において、ラメラ界面が凝固方向に
沿って配向した単結晶を育成し、その単結晶中に分散す
る針状あるいは板状のチタンシリサイドを微細化すると
共に、ラメラ界面に平行に配向させる、一方向凝固技術
が確立するために、優れた常温延性および高温強度特性
を併せ持つTi−Al系合金の提供が可能となる。
有するTi−Al基合金において、ラメラ界面が凝固方向に
沿って配向した単結晶を育成し、その単結晶中に分散す
る針状あるいは板状のチタンシリサイドを微細化すると
共に、ラメラ界面に平行に配向させる、一方向凝固技術
が確立するために、優れた常温延性および高温強度特性
を併せ持つTi−Al系合金の提供が可能となる。
【図１】Ni基超合金における単結晶の育成技術を示す図
である。
である。
【図２】Ti−47at％Al−Si系合金におけるSi含有量と伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図３】Ti−43at％Al−３at％Si合金の組織を示す顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
【図４】Ti−43at％Al−３at％Si合金の組織を示す顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
【図５】Ti−Al−Si系種結晶の組成範囲を示す図であ
る。
る。
【図６】この発明に従うTi−43at％Al−３at％Si合金の
組織を示す顕微鏡写真である。
組織を示す顕微鏡写真である。
【図７】従来報告されているTi−Al基合金の760 ℃にお
ける最小クリープ速度と負荷応力との関係と、この発明
によるTi−43at％Al−３at％SiおよびTi−45at％Al−２
at％Si単結晶の750 ℃における最少クリープ速度とを示
す図である。
ける最小クリープ速度と負荷応力との関係と、この発明
によるTi−43at％Al−３at％SiおよびTi−45at％Al−２
at％Si単結晶の750 ℃における最少クリープ速度とを示
す図である。
１ 溶融金属 ２ 凝固経路 ３ 単結晶 ４ 高周波コイル
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ３０Ｂ 29/52 Ｃ３０Ｂ 29/52 (56)参考文献 特開 平５−230568（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−283890（ＪＰ，Ａ) ＳＴＲＵＣＴＵＲＡＬ ＩＮＴＥＲＭ ＥＴＡＬＬＩＣＳ 1997，ｐｐ．287− 294（1997) 材料，Ｖｏｌ．47，Ｎｏ．５，ｐｐ. 540−541（1998) 金属，Ｖｏｌ．1990，Ｎｏ．７，ｐ ｐ．34−40 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 14/00 C22C 1/00 C22C 1/02
Claims (2)
- 【請求項１】 Al：43at％以上およびSi：１at％以上
を、Al＋Si：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、
Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２
種以上を合計で1.0 〜 5.0at％含有するTi溶湯を、種結
晶を用いて一方向凝固させたのち、α相単相領域にて加
熱し、その後徐冷することを特徴とするTi−Al−Si系合
金の製造方法。 - 【請求項２】 Al：43at％以上およびSi：１at％以上
を、Al＋Si：47at％以下の下に含み、さらにCr、Mo、
Ｗ、Ｖ、Nb、Ta、MnおよびReから選ばれる１種または２
種以上を合計で1.0 〜 5.0at％、並びにＣ、ＮおよびRE
M から選ばれる１種または２種以上を合計で0.05〜 1.0
at％、含有するTi溶湯を、種結晶を用いて一方向凝固さ
せることを特徴とするTi−Al−Si系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10183979A JP3054696B2 (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10183979A JP3054696B2 (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000017359A JP2000017359A (ja) | 2000-01-18 |
| JP3054696B2 true JP3054696B2 (ja) | 2000-06-19 |
Family
ID=16145196
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10183979A Expired - Lifetime JP3054696B2 (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3054696B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| ＳＴＲＵＣＴＵＲＡＬ ＩＮＴＥＲＭＥＴＡＬＬＩＣＳ １９９７，ｐｐ．２８７−２９４（１９９７） |
| 材料，Ｖｏｌ．４７，Ｎｏ．５，ｐｐ．５４０−５４１（１９９８） |
| 金属，Ｖｏｌ．１９９０，Ｎｏ．７，ｐｐ．３４−４０ |
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