JP3382273B2 - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種機器の部品や耐火
構造物あるいは高温用弾性部材などに好適なＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物に関する。
構造物あるいは高温用弾性部材などに好適なＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は耐熱性，耐
酸化性，耐摩耗性等に優れしかも軽量であるなどの優れ
た性質をもつため、各種用途に使われる素材として有望
視されている。この種の金属間化合物を利用する製品例
としては、高温で使用される外壁材や、タ−ビン部材、
ピストンやバルブシステム等のエンジン部品などが考え
られている。
酸化性，耐摩耗性等に優れしかも軽量であるなどの優れ
た性質をもつため、各種用途に使われる素材として有望
視されている。この種の金属間化合物を利用する製品例
としては、高温で使用される外壁材や、タ−ビン部材、
ピストンやバルブシステム等のエンジン部品などが考え
られている。
【０００３】従来より、ラメラを有するＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物が知られている。ラメラは、主としてＴｉＡ
ｌ相とＴｉ3 Ａｌ相とがおおむね交互に積層した層状組
織であり、ラメラのみからなる金属組織もあるし、ある
いはγ相の中にラメラ粒が分散した金属組織も知られて
いる。γ相は主としてＴｉＡｌからなる多結晶粒組織で
あり、γ単相の組織は耐熱性と耐摩耗性および耐酸化性
などに優れている。これに対しラメラを含む金属組織
は、γ単相の組織に比べて強度が高いことが知られてい
る。また、特開平４−６３２３７号公報に記載されてい
るように、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の室温での延性改
善を図ることを目的として、ラメラの体積分率を調整
（体積分率１５％以上）することも提案されている。
属間化合物が知られている。ラメラは、主としてＴｉＡ
ｌ相とＴｉ3 Ａｌ相とがおおむね交互に積層した層状組
織であり、ラメラのみからなる金属組織もあるし、ある
いはγ相の中にラメラ粒が分散した金属組織も知られて
いる。γ相は主としてＴｉＡｌからなる多結晶粒組織で
あり、γ単相の組織は耐熱性と耐摩耗性および耐酸化性
などに優れている。これに対しラメラを含む金属組織
は、γ単相の組織に比べて強度が高いことが知られてい
る。また、特開平４−６３２３７号公報に記載されてい
るように、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の室温での延性改
善を図ることを目的として、ラメラの体積分率を調整
（体積分率１５％以上）することも提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記金属間化合物にお
いて、延性を良くすることと、強度や耐熱性を上げるこ
とは相反する問題である。例えば前述した従来のＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物は、７００℃付近に延性・脆性遷移
温度を有しており、この温度以上の領域では延性により
強度が低下する。特に、９００℃あるいは１０００℃な
どの高温度域では耐クリープ性に劣るようになるなど、
耐熱性に難があった。
いて、延性を良くすることと、強度や耐熱性を上げるこ
とは相反する問題である。例えば前述した従来のＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物は、７００℃付近に延性・脆性遷移
温度を有しており、この温度以上の領域では延性により
強度が低下する。特に、９００℃あるいは１０００℃な
どの高温度域では耐クリープ性に劣るようになるなど、
耐熱性に難があった。
【０００５】従って本発明の目的は、耐熱性が高く、特
に高温において優れた特性を有するＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物を提供することにある。
に高温において優れた特性を有するＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を果たすために
開発された本発明は、主たる金属組織がγ相とラメラ粒
とからなりかつラメラ粒の体積分率が６４体積％以上ま
たはラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上であるか、あ
るいは、主たる金属組織がラメラ粒の集合体からなりか
つラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物であり、いずれも加圧下で行われる反応焼
結によって、空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５
０μｍ以下、空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結して
なるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物である。本発明でいうγ
相とは、ラメラ組織中に存在する主としてＴｉＡｌから
なる板状結晶を含まず、ラメラ組織以外の主としてＴｉ
Ａｌからなる組織を意味する。
開発された本発明は、主たる金属組織がγ相とラメラ粒
とからなりかつラメラ粒の体積分率が６４体積％以上ま
たはラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上であるか、あ
るいは、主たる金属組織がラメラ粒の集合体からなりか
つラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物であり、いずれも加圧下で行われる反応焼
結によって、空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５
０μｍ以下、空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結して
なるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物である。本発明でいうγ
相とは、ラメラ組織中に存在する主としてＴｉＡｌから
なる板状結晶を含まず、ラメラ組織以外の主としてＴｉ
Ａｌからなる組織を意味する。
【０００７】上記γ相は主としてＴｉＡｌからなる微細
結晶粒の集合体であって、ＴｉＡｌ単相で等軸粒からな
る場合が多いが、Ａｌ3 ＴｉあるいはＴｉ3 Ａｌが少量
含まれていてもよい。本発明の金属組織はＴｉとＡｌの
反応合成法（反応焼結）によって容易に得られる。
結晶粒の集合体であって、ＴｉＡｌ単相で等軸粒からな
る場合が多いが、Ａｌ3 ＴｉあるいはＴｉ3 Ａｌが少量
含まれていてもよい。本発明の金属組織はＴｉとＡｌの
反応合成法（反応焼結）によって容易に得られる。
【０００８】
【作用】主としてγ相とラメラ粒とからなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物において、ラメラ粒の体積分率を６４％
以上、あるいはラメラの粒径を１００μｍ以上とするこ
とにより、９００℃以上の温度でも高い耐熱性が示され
る。また、ラメラの体積分率が９５％以上であれば更に
高い耐熱性が発揮され、１０００℃以上の高温でも高い
耐熱性が示される。このような金属組織の９００℃以下
での曲げ強度は、９００℃以上の曲げ強度よりも高い。
系金属間化合物において、ラメラ粒の体積分率を６４％
以上、あるいはラメラの粒径を１００μｍ以上とするこ
とにより、９００℃以上の温度でも高い耐熱性が示され
る。また、ラメラの体積分率が９５％以上であれば更に
高い耐熱性が発揮され、１０００℃以上の高温でも高い
耐熱性が示される。このような金属組織の９００℃以下
での曲げ強度は、９００℃以上の曲げ強度よりも高い。
【０００９】なお本発明は、諸特性の改善を図るために
Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｐｂ等の添加元素や、Ｔ
ｉＢ2 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｔｉ5 Ｓｉ3 のセラミックスあるい
は金属間化合物の微細強化物を加えて改質を行ったもの
も有効である。
Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｐｂ等の添加元素や、Ｔ
ｉＢ2 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｔｉ5 Ｓｉ3 のセラミックスあるい
は金属間化合物の微細強化物を加えて改質を行ったもの
も有効である。
【００１０】
【実施例】ＴｉとＡｌの粉末を下記表１に示す４種類
（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）のＡｌ組成となるように混合
し、これらの混合体を圧粉成形したのち、アルミナ粉末
を圧力媒体とする擬ＨＩＰにより加圧しながら同表に示
される３種類の温度（１２５０℃，１３００℃，１３５
０℃）で２時間保持し、反応焼結によってＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物からなる部材を得た。反応焼結（自己伝播
高温合成法）は、ＴｉとＡｌの混合粉末等をその反応温
度以上に加熱することによって混合粉末の一部に反応を
生じさせ、その時に発生する反応熱により次々と反応を
伝播させる方法である。
（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）のＡｌ組成となるように混合
し、これらの混合体を圧粉成形したのち、アルミナ粉末
を圧力媒体とする擬ＨＩＰにより加圧しながら同表に示
される３種類の温度（１２５０℃，１３００℃，１３５
０℃）で２時間保持し、反応焼結によってＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物からなる部材を得た。反応焼結（自己伝播
高温合成法）は、ＴｉとＡｌの混合粉末等をその反応温
度以上に加熱することによって混合粉末の一部に反応を
生じさせ、その時に発生する反応熱により次々と反応を
伝播させる方法である。
【００１１】本発明のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物は、例
えば鍛造法や、更には鍛造後に熱処理を行い組織を調整
することによっても得られるものであり、製造方法は問
わない。ただし、上述のように粉末原料を用いる場合に
は、ラメラ粒の体積分率やラメラ粒径を調整することが
容易であり、更には上述の反応焼結を用いることにより
更に容易に製造できる。
えば鍛造法や、更には鍛造後に熱処理を行い組織を調整
することによっても得られるものであり、製造方法は問
わない。ただし、上述のように粉末原料を用いる場合に
は、ラメラ粒の体積分率やラメラ粒径を調整することが
容易であり、更には上述の反応焼結を用いることにより
更に容易に製造できる。
【００１２】また、上記反応焼結を行う際に加圧するこ
とが空隙体積を減少させる上で効果が大きく、また、加
圧の手段としてアルミナ粉末等を圧力媒体とする擬ＨＩ
Ｐを用いることにより、簡便かつ容易に空隙を減少させ
ることができる。
とが空隙体積を減少させる上で効果が大きく、また、加
圧の手段としてアルミナ粉末等を圧力媒体とする擬ＨＩ
Ｐを用いることにより、簡便かつ容易に空隙を減少させ
ることができる。
【００１３】各例（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）の組成からな
る部材を、３×４×３７mmの角柱状に研削加工し、表１
に示される２種類の温度（９００℃と１０００℃）で曲
げ試験を大気中で実施することによって、高温での曲げ
強度を求めた。曲げ試験は図５に示されるようなスパン
３０mmの３点曲げ試験機を用いて、ＪＩＳＲ１６０４
（ファインセラミックスの高温曲げ強さ試験方法）に準
拠して行った。ただし、表１の曲げ試験中に試験片は破
壊することがなかったので、荷重をかけ始めてからクロ
スヘッドを２mm移動させた際の最大荷重により曲げ強さ
を求めて曲げ強度とした。なお、試験片の表面粗さはＲ
max ２．２μｍ以下とした。
る部材を、３×４×３７mmの角柱状に研削加工し、表１
に示される２種類の温度（９００℃と１０００℃）で曲
げ試験を大気中で実施することによって、高温での曲げ
強度を求めた。曲げ試験は図５に示されるようなスパン
３０mmの３点曲げ試験機を用いて、ＪＩＳＲ１６０４
（ファインセラミックスの高温曲げ強さ試験方法）に準
拠して行った。ただし、表１の曲げ試験中に試験片は破
壊することがなかったので、荷重をかけ始めてからクロ
スヘッドを２mm移動させた際の最大荷重により曲げ強さ
を求めて曲げ強度とした。なお、試験片の表面粗さはＲ
max ２．２μｍ以下とした。
【００１４】ラメラ体積分率（体積％）は、上記焼結体
を研磨し、その組織を顕微鏡で観察することによって求
めた。また、ラメラ径はラメラ体積％の場合と同じよう
に組織観察し、ラメラ粒の平均粒径を求めた。
を研磨し、その組織を顕微鏡で観察することによって求
めた。また、ラメラ径はラメラ体積％の場合と同じよう
に組織観察し、ラメラ粒の平均粒径を求めた。
【００１５】
【表１】
図３は、表１中の各例（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）について
ラメラ体積分率（％）と高温曲げ強度との関係をプロッ
トしたものである。図４は、上記各例についてラメラ平
均粒径と高温曲げ強度との関係をプロットしたものであ
る。
ラメラ体積分率（％）と高温曲げ強度との関係をプロッ
トしたものである。図４は、上記各例についてラメラ平
均粒径と高温曲げ強度との関係をプロットしたものであ
る。
【００１６】表１中のＮｏ．１とＮｏ．２は、主たる組
織がラメラからなる。図２の写真は表１中のＮｏ．２の
組織（主としてラメラ、一部にγ相を含む組織）であ
る。写真中に縞模様となって表れているのがラメラ粒で
ある。ラメラ体積分率が９５体積％以上の組織は実質的
にラメラのみからなる組織と同じである。
織がラメラからなる。図２の写真は表１中のＮｏ．２の
組織（主としてラメラ、一部にγ相を含む組織）であ
る。写真中に縞模様となって表れているのがラメラ粒で
ある。ラメラ体積分率が９５体積％以上の組織は実質的
にラメラのみからなる組織と同じである。
【００１７】表１中のＮｏ．３〜Ｎｏ．７は、図１に示
されるように母相としてのγ相とこのγ相中に分散した
ラメラ粒とにより構成される複合金属組織である。Ｎ
ｏ．３とＮｏ．４のγ相は平均粒径が２０〜５０μｍ程
度の微細なＴｉＡｌ結晶粒の集合した組織であり、これ
らのγ粒が部材全体にわたってつながっている。なお、
図１中のラメラ粒Ｌ1 ，Ｌ2 ，Ｌ3 のように互いにくっ
ついた状態のものも各々を１個の粒として数える。従っ
てこの図示例のラメラ粒Ｌ1 ，Ｌ2 ，Ｌ3 は、合計３個
の粒として数える。
されるように母相としてのγ相とこのγ相中に分散した
ラメラ粒とにより構成される複合金属組織である。Ｎ
ｏ．３とＮｏ．４のγ相は平均粒径が２０〜５０μｍ程
度の微細なＴｉＡｌ結晶粒の集合した組織であり、これ
らのγ粒が部材全体にわたってつながっている。なお、
図１中のラメラ粒Ｌ1 ，Ｌ2 ，Ｌ3 のように互いにくっ
ついた状態のものも各々を１個の粒として数える。従っ
てこの図示例のラメラ粒Ｌ1 ，Ｌ2 ，Ｌ3 は、合計３個
の粒として数える。
【００１８】主としてＴｉＡｌからなるγ相は、ＴｉＡ
ｌ単相である場合や、Ｔｉ3 Ａｌを微少量含むことによ
りＴｉＡｌとごく薄いＴｉ3 Ａｌとの層状組織を形成す
ることがあるが、Ｔｉ3 Ａｌが少量のためにＴｉ3 Ａｌ
の層厚さが極端に薄くて顕微鏡観察では判別できない場
合がある。このような組織は、主としてＴｉＡｌからな
る相の組成がＴｉとＡｌの原子分率において、Ａｌが４
９〜５３原子％の時に形成される場合がある。この場合
も、Ｔｉ3 Ａｌがごく少量であるため組織全体として見
れば実質的にＴｉＡｌ単相とみなすことができる。
ｌ単相である場合や、Ｔｉ3 Ａｌを微少量含むことによ
りＴｉＡｌとごく薄いＴｉ3 Ａｌとの層状組織を形成す
ることがあるが、Ｔｉ3 Ａｌが少量のためにＴｉ3 Ａｌ
の層厚さが極端に薄くて顕微鏡観察では判別できない場
合がある。このような組織は、主としてＴｉＡｌからな
る相の組成がＴｉとＡｌの原子分率において、Ａｌが４
９〜５３原子％の時に形成される場合がある。この場合
も、Ｔｉ3 Ａｌがごく少量であるため組織全体として見
れば実質的にＴｉＡｌ単相とみなすことができる。
【００１９】図３中に１点鎖線で示される９００℃での
高温曲げ試験結果から、ラメラ体積率が６３体積％のも
の（Ｎｏ．５）に比べ、ラメラ体積率が６９％に増加し
たもの（Ｎｏ．３，４）の強度が大幅に上昇した。すな
わちラメラ体積率が６３体積％を越えるようにすること
により、９００℃における曲げ強度が４７kgｆ／mm2を
越える高い耐熱性を示すことが判った。また、図３中に
破線で示されるように１０００℃の高温で行われた曲げ
試験では、ラメラ体積％が９５％以上の組織で更に大き
な強度が得られることが判った。これに対し比較例の組
織（Ｎｏ．５〜７）は、高温時の曲げ強度が低かった。
高温曲げ試験結果から、ラメラ体積率が６３体積％のも
の（Ｎｏ．５）に比べ、ラメラ体積率が６９％に増加し
たもの（Ｎｏ．３，４）の強度が大幅に上昇した。すな
わちラメラ体積率が６３体積％を越えるようにすること
により、９００℃における曲げ強度が４７kgｆ／mm2を
越える高い耐熱性を示すことが判った。また、図３中に
破線で示されるように１０００℃の高温で行われた曲げ
試験では、ラメラ体積％が９５％以上の組織で更に大き
な強度が得られることが判った。これに対し比較例の組
織（Ｎｏ．５〜７）は、高温時の曲げ強度が低かった。
【００２０】表１で示したものは空隙率が全て０．５体
積％以下であり、かつ空隙の平均径が１５μｍ以下で空
隙の最大径は５０μｍ以下であった。このように空隙を
微細にしかつ空隙を少なくかつ均一にすることが本発明
の効果を高めることに有効である。
積％以下であり、かつ空隙の平均径が１５μｍ以下で空
隙の最大径は５０μｍ以下であった。このように空隙を
微細にしかつ空隙を少なくかつ均一にすることが本発明
の効果を高めることに有効である。
【００２１】また、ＴｉとＡｌの組成比をＡｌの原子％
が４４〜４８原子％とすることによって、本発明の金属
組織が容易に得られ、特に４４〜４７原子％にすること
によって、主たる組織がラメラである部材が容易に得ら
れ、より高温で高い強度が得られることが判った。
が４４〜４８原子％とすることによって、本発明の金属
組織が容易に得られ、特に４４〜４７原子％にすること
によって、主たる組織がラメラである部材が容易に得ら
れ、より高温で高い強度が得られることが判った。
【００２２】すなわち本実施例の組織は高温においても
高強度化が図れており、耐クリープ性も優れている。ま
た、ラメラ粒径を１００μｍ以上とすることにより高い
耐熱性が得られ、ラメラ粒径が１５０μｍ以上で更に高
い曲げ強度が得られている。また１０００℃の曲げ試験
結果から、ラメラ粒径を２５０μｍ以上にすることによ
って、高い耐熱性が得られている。
高強度化が図れており、耐クリープ性も優れている。ま
た、ラメラ粒径を１００μｍ以上とすることにより高い
耐熱性が得られ、ラメラ粒径が１５０μｍ以上で更に高
い曲げ強度が得られている。また１０００℃の曲げ試験
結果から、ラメラ粒径を２５０μｍ以上にすることによ
って、高い耐熱性が得られている。
【００２３】ただし、ラメラ平均粒径を２５００μｍ以
上にすると室温での強度が低下し、使用に支障をきたす
場合もあるので、ラメラ径が２５００μｍを越えないよ
うにすることが望ましい。更には、１０００μｍ以下に
した時に上記と同様の理由によって好ましい結果が得ら
れる場合もある。特に室温での強度を重要とするなら１
００〜２５０μｍ、更には１００〜１５０μｍとするこ
とにより、更に好ましい結果が得られる場合がある。ラ
メラ粒径のばらつきに関しては、粗大粒は少ない方が望
ましく、かつ粗大粒の大きさは平均粒径の５倍以下にす
るのがよい。
上にすると室温での強度が低下し、使用に支障をきたす
場合もあるので、ラメラ径が２５００μｍを越えないよ
うにすることが望ましい。更には、１０００μｍ以下に
した時に上記と同様の理由によって好ましい結果が得ら
れる場合もある。特に室温での強度を重要とするなら１
００〜２５０μｍ、更には１００〜１５０μｍとするこ
とにより、更に好ましい結果が得られる場合がある。ラ
メラ粒径のばらつきに関しては、粗大粒は少ない方が望
ましく、かつ粗大粒の大きさは平均粒径の５倍以下にす
るのがよい。
【００２４】前記各実施例は、大気中で実施された９０
０℃と１０００℃での曲げ試験中に材料の酸化はほとん
ど進行せず、このため酸化による破断を生じることがな
く、良好な耐酸化性を有していた。また、９００℃以下
での曲げ強度は９００℃での曲げ強度よりも高かった。
なお、前記実施例で示した高温曲げ強度の試験温度は、
耐熱性を評価するために採用した温度の一例に過ぎず、
この金属間化合物の使用温度を限定するものではない。
また本発明は、前記実施例の組成や組織のみに限定され
るものではない。
０℃と１０００℃での曲げ試験中に材料の酸化はほとん
ど進行せず、このため酸化による破断を生じることがな
く、良好な耐酸化性を有していた。また、９００℃以下
での曲げ強度は９００℃での曲げ強度よりも高かった。
なお、前記実施例で示した高温曲げ強度の試験温度は、
耐熱性を評価するために採用した温度の一例に過ぎず、
この金属間化合物の使用温度を限定するものではない。
また本発明は、前記実施例の組成や組織のみに限定され
るものではない。
【００２５】
【発明の効果】本発明によれば、優れた耐熱性，耐クリ
ープ性等の特質を発揮でき、特に高温において優れた特
性をもつＴｉ−Ａｌ系金属間化合物が得られる。
ープ性等の特質を発揮でき、特に高温において優れた特
性をもつＴｉ−Ａｌ系金属間化合物が得られる。
【図１】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の金属組織の一例を
模式的に示す図。
模式的に示す図。
【図２】本発明の一実施例を示す金属間化合物の金属組
織を１００倍に拡大して示す顕微鏡写真。
織を１００倍に拡大して示す顕微鏡写真。
【図３】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物のラメラ体積％と曲
げ強度との関係を示す図。
げ強度との関係を示す図。
【図４】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物のラメラ平均粒径と
曲げ強度との関係を示す図。
曲げ強度との関係を示す図。
【図５】曲げ試験を実施する装置の概略を示す図。
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 14/00
C22C 1/04
Claims (4)
- 【請求項１】主たる金属組織がγ相とラメラ粒とからな
り、かつ上記ラメラ粒の体積分率が６４体積％以上であ
り、空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５０μｍ以
下、空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結してなること
を特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物。 - 【請求項２】主たる金属組織がラメラ粒の集合体からな
り、かつ上記ラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上であ
り、空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５０μｍ以
下、空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結してなること
を特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物。 - 【請求項３】主たる金属組織がγ相とラメラ粒とからな
り、かつ上記ラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上であ
り、空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５０μｍ以
下、空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結してなること
を特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物。 - 【請求項４】主たる金属組織がγ相とラメラ粒とからな
り、かつ上記ラメラ粒の体積分率が６４体積％以上でし
かも上記ラメラ粒の平均粒径が１００μｍ以上であり、
空隙率０．５体積％以下、空隙の大きさ５０μｍ以下、
空隙の平均大きさ１５μｍ以下に焼結してなることを特
徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32898592A JP3382273B2 (ja) | 1992-11-16 | 1992-11-16 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32898592A JP3382273B2 (ja) | 1992-11-16 | 1992-11-16 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06145848A JPH06145848A (ja) | 1994-05-27 |
| JP3382273B2 true JP3382273B2 (ja) | 2003-03-04 |
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ID=18216318
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32898592A Expired - Fee Related JP3382273B2 (ja) | 1992-11-16 | 1992-11-16 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3382273B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105154871B (zh) * | 2015-09-06 | 2017-12-08 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 在钛合金上制备TiAl基合金梯度阻燃材料的激光制造方法 |
| JP6792837B2 (ja) * | 2016-02-17 | 2020-12-02 | 国立大学法人大阪大学 | チタン‐アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-11-16 JP JP32898592A patent/JP3382273B2/ja not_active Expired - Fee Related
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