JP3493689B2 - チタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法 - Google Patents
チタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、機械・装置部品に適用
されるチタンアルミナイド鋳造部品の製造方法に係り、
特にタービン部品や自動車エンジン部品などの高性能化
を実現できるチタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法
に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物であるＴ
ｉリッチＴｉＡｌが軽量耐熱材料として注目されてい
る。その理由は当該チタンアルミナイドはニッケル基耐
熱合金よりも高温での比強度に優れ、チタン合金よりも
耐熱性、耐酸化性及び耐水素脆化性に優れているためで
ある。これらの特性はタービン部品等への適用に望まし
く、その実用化が待たれている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかし、このチタンア
ルミナイドは常温延性が低いこと、また延性が発現され
る７００℃以上の高温においても歪速度依存性が大きく
加工性が悪いことから、いまだに実用材料として確立さ
れていない。これらの欠点を解決することができれば、
次世代ジェットエンジン等の実現に大きく貢献すること
ができる。 【０００４】そのため多くの学術的研究が活発に行わ
れ、また特願昭６１−４１７４０号、特願平１−２９８
１２７号、特願平１−９６１４５号、特願平１−３３５
７８９号等に粒界強化、双晶変形利用、結晶粒微細化に
よって常温延性を改善する方法が提案されている。 【０００５】一方多くの研究者の経験や本発明者らの研
究で、研削や研磨という機械加工に起因する表面硬化層
の存在がチタンアルミナイドの延性低下に大きく影響し
ていることが分かっている。さらに上述の提案等によっ
て優れた材質上の改良を実現できるとしても例えばシュ
ラウド付きタービンブレードのような薄肉複雑形状の部
品を鍛造や研削という方法によって製造することは極め
て困難か不可能なことであり、これらの解決方法も提案
されないとチタンアルミナイド実部品への適用は実現す
ることはできない。 【０００６】本出願人は、この点に鑑み、特願平２−２
０１３７３号において、鋳造性に優れたチタンアルミナ
イドを提案した。この出願において提案したチタンアル
ミナイドは、チタンボライドが均一微細に分散されてい
たミクロ組織を有するもので薄肉複雑形状の部品を容易
に鋳造成形できるものであったが、この分散相が疲労破
壊の起点となり得るため、特願平４−６９８３２号にお
いてチタンボライドの分散のない鋳造性に優れたチタン
アルミナイドを提案した。 【０００７】しかし鋳造品である以上成分偏析やミクロ
ポロシィの存在という問題があり、また精密鋳造品とは
いえ一部機械加工による寸法制度等の確保の必要があ
り、高い延性を持つ実際の最終形状部品を製造するため
にはなお解決すべき点があった。 そこで、本発明は、
熱処理手段によってこれらを解決できるチタンアルミナ
イド鋳造部品の熱処理方法を提供することにある。 【０００８】 【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、重量百分率でＡｌ３１．５〜３３．５％、
Ｆｅ１．５〜２．３％、Ｂ０．０７〜０．１２％を含有
し、さらにＶ１．５〜２．０％もしくはＮｂ１．５〜
２．０％を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からな
るＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタンアルミナイドにおい
て、下記(1) 式によって 与えられる温度で、１５〜２０時間均質化処理を施した
鋳造素材に、必要な機械加工を加えて最終形状製品と
し、これに(2) 式によって 与えられる温度で２〜５時間調質処理を施すことを特徴
とするチタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法であ
る。 【０００９】 【作用】先ず、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタンアルミナ
イドの成分は、重量百分率で、Ａｌ３１．５〜３３．５
％、Ｆｅ１．５〜２．３％、Ｖ１．５〜２．０又は３．
８〜４．８％、Ｂ０．０７〜０．１２％を含有し、残部
がＴｉ及び不可避不純物からなる。またＶの代りにＮｂ
を１．５〜２．０重量％加えてもよい。 【００１０】これら合金成分を溶融して所望の形状に鋳
造した後、上記(1) 式の温度で所定時間均質処理を施す
ことで常温延性に優れた鋳造品とでき、これを機械加工
し最終形状製品とした後、上記(2) 式の温度で調質する
ことで高性能化されたチタンアルミナイドとすることが
できる。 【００１１】以上において、望ましい機械的特性値を与
える成分元素の組合せが鋳造素材全体に均一に実現され
ていない場合は試験片の採取位置によって試験結果が異
なり、また成分元素の偏析がない場合でも例えば鋳造組
織に大きな差異がある場合には、例えば破壊靭性値や疲
労強度といったデータに違いがみられる。 【００１２】これら偏析や鋳造組織は、凝固−冷却過程
の自然現象であるため、結晶制御合金製造技術を適用し
ない限り必然的に発生する。従っていわゆる金属工業で
は焼鈍や鍛造・圧延等による鋳造組織の破壊・微細化と
いう手段が一般に採用される。しかしニアネットシェイ
プ成形の精密鋳造では鋳造組織の破壊・微細化というこ
とは採用し得ないことである。 【００１３】本発明にかかるＴｉ−ＡＬ−Ｆｅ−Ｂ系チ
タンアルミナイドは、いわゆるγ相、α2 相以外のチタ
ンボライドの晶出分散やβ相の析出分散が核や障壁とな
り、微細で均一な鋳造組織を提供するという鋳造材料と
しては決定的な利点を有するが、成分偏析を皆無にする
ことは不可能である。 【００１４】そこで、成分の均質化を目的とする焼鈍
は、再結晶による結晶粒粗大化をもたらす可能性を含む
場合が多い。前述の常温延性改善の提案にもあることか
ら分かるようにチタンアルミナイドでは結晶粒粗大化を
抑制する優れた材料であるが、本発明者等は主としてＡ
ｌ含有量の異なる試料についてα＋γ→αの遷移温度を
特定し、結晶粒粗大化をもたらさず、かつ均質化を確実
に達成できる条件を求めて研究し、(1) 式で与えられる
温度で１５〜２０時間焼鈍すべきことを把握した。 【００１５】この焼鈍後、機械加工を施し(2) 式で調質
を行うことで延性の改善がなされる。 【００１６】この(1) 式は、本発明の合金系の均質化処
理温度領域が、以下の条件を満足しなければならないこ
とが種々の実験結果から確かめられ求められたものであ
る。 【００１７】すなわち、α単相領域での長時間の熱処理
は、粒成長を促進するため望ましくない。そのため、均
質化処理は、（α＋γ）２相領域で行うことが必要であ
る。この場合、組織の均質化は、処理温度、処理時間に
大きく依存するため、図１に示されているα変態線（図
中Ａ−Ｂ線）直下の温度で行うことが望ましい。この処
理温度は、Ａｌ含有量をパラメータに(1) 式で表される
ことが実験的に求めらた。 【００１８】本合金の機械的特性の向上は、調質処理に
より大きく左右される。調質処理の目的は、α2 相、γ
相、β相の各相分率を熱処理により最適化するものであ
り、(2) 式は、各相分率を最適化するための条件として
実験的に求めた。 【００１９】本合金では、高硬度のβ相が１２００〜１
２５０℃付近で多量に析出するため、調質処理温度は、
１２００℃以下が望まれる。またα2 相の体積率は室温
延性と密接な関係があるため、図１のα変態線（図中Ａ
−Ｂ線）とγ変態線（図中Ｃ−Ｄ線）を用いて冶金学的
手法により、α2 相体積率を１０％程度に制御する必要
がある。このα2 相体積率は、Ａｌ含有量に依存するた
め、調質温度は、Ａｌ含有量をパラメータに(2) 式で表
されることが実験で求められた。 【００２０】 【実施例】以下、本発明の一実施例を詳述する。 【００２１】先ず上述したＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタ
ンアルミナイドの試料として表１の成分の合金を準備し
た。 【００２２】 【表１】 この２種の試料を、それぞれ(1) 式で与えられる温度で
表２に示すように焼鈍した。 【００２３】 【表２】 表２において、均質化焼鈍処理後の常温引張り試験結果
を示したもので、Ａは冷却速度１００℃／Ｈで冷却し、
Ｂは冷却速度１００℃／min で冷却した例を示す。 【００２４】表２において、Ａ，Ｂとも常温伸びが１％
以上と良好であり、機械加工に優れたものとすることが
できる。特に、冷却速度の遅いＡは冷却速度の速いＢよ
り伸びが良好である。この冷却速度の違いによる強度，
伸びの違いは、冷却過程でのα＋γ→（α＋γ）＋γ→
（α2 ＋γ）＋（γ）＋γの変態量とβ相の析出量に原
因している。 【００２５】なお、この場合の引張試験片は、機械加工
後化学研磨によって試験片表面を１５０μｍ程度除去し
たもので、試験温度は常温，歪み速度は１×１０-4ｓ-1
である。 【００２６】次に、この表２のＡの試験片を採取した材
料から同時に(1) 機械加工で作成した試験片を化学研磨
しない状態で、(2) 機械加工後、９００℃×３Ｈ真空焼
鈍した状態で、(3) 機械加工後、本発明の調質温度（１
０５０℃×３Ｈ）で調質した状態で、それぞれ表２と同
じ条件で引張試験を行った結果を調質効果として表３に
示した。 【００２７】 【表３】 表３より(1) 機械加工で作成した試験片を化学研磨しな
い状態の試験片は、伸びが１％以下と低いが、(2) 機械
加工後、９００℃×３Ｈ真空焼鈍した場合には、伸びが
１％を越え歪取りはある程度実現されていると見られる
が、(3) の本発明の調質処理（１０５０℃×３Ｈ）によ
る試験片の場合、伸びが２％以上となり、更に延性が改
善されている。これは調質温度がＡｌの含有量に依存す
るためで、Ａｌの含有量に応じた調質温度にすること
で、γ相とα2 相とを微妙にバランスさせ、α2 相量を
１０％前後に制御することができ延性２％以上を改善で
きることに基づく。 【００２８】この本発明で得られた試料の破面直下のミ
クロ組織の顕微鏡写真を図２に示した。この試料のα2
体積率は９．７７ｖｏｌ％であった。 【００２９】尚必要な場合は、均質化焼鈍を、ＨＩＰ処
理にて成形とを兼ねて実施すればミクロポロシィの弊害
も除去できるし、機械加工以前に調質を行い、機械加工
後化学研磨によって表面層を除去してもよい。 【００３０】 【発明の効果】以上要するに本発明によれば、次のよう
な優れた効果を発揮する。 【００３１】(1) チタンアルミナイド製の薄肉で複雑形
状の部品を高い延性を付与した状態で最終製品形状で提
供することができ、軽量耐熱新素材であるチタンアルミ
ナイドの実用化に資する。 【００３２】(2) 常温延性が低く、難加工材料であった
チタンアルミナイドを比較的低コストで常温延性の改善
された複雑形状部品に成形できる。 【００３３】(3) 鋳造素材を機械加工仕上げする以前に
常温伸び１％以上としているため、既存の金属加工設備
工程がそのまま利用できる。
されるチタンアルミナイド鋳造部品の製造方法に係り、
特にタービン部品や自動車エンジン部品などの高性能化
を実現できるチタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法
に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物であるＴ
ｉリッチＴｉＡｌが軽量耐熱材料として注目されてい
る。その理由は当該チタンアルミナイドはニッケル基耐
熱合金よりも高温での比強度に優れ、チタン合金よりも
耐熱性、耐酸化性及び耐水素脆化性に優れているためで
ある。これらの特性はタービン部品等への適用に望まし
く、その実用化が待たれている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかし、このチタンア
ルミナイドは常温延性が低いこと、また延性が発現され
る７００℃以上の高温においても歪速度依存性が大きく
加工性が悪いことから、いまだに実用材料として確立さ
れていない。これらの欠点を解決することができれば、
次世代ジェットエンジン等の実現に大きく貢献すること
ができる。 【０００４】そのため多くの学術的研究が活発に行わ
れ、また特願昭６１−４１７４０号、特願平１−２９８
１２７号、特願平１−９６１４５号、特願平１−３３５
７８９号等に粒界強化、双晶変形利用、結晶粒微細化に
よって常温延性を改善する方法が提案されている。 【０００５】一方多くの研究者の経験や本発明者らの研
究で、研削や研磨という機械加工に起因する表面硬化層
の存在がチタンアルミナイドの延性低下に大きく影響し
ていることが分かっている。さらに上述の提案等によっ
て優れた材質上の改良を実現できるとしても例えばシュ
ラウド付きタービンブレードのような薄肉複雑形状の部
品を鍛造や研削という方法によって製造することは極め
て困難か不可能なことであり、これらの解決方法も提案
されないとチタンアルミナイド実部品への適用は実現す
ることはできない。 【０００６】本出願人は、この点に鑑み、特願平２−２
０１３７３号において、鋳造性に優れたチタンアルミナ
イドを提案した。この出願において提案したチタンアル
ミナイドは、チタンボライドが均一微細に分散されてい
たミクロ組織を有するもので薄肉複雑形状の部品を容易
に鋳造成形できるものであったが、この分散相が疲労破
壊の起点となり得るため、特願平４−６９８３２号にお
いてチタンボライドの分散のない鋳造性に優れたチタン
アルミナイドを提案した。 【０００７】しかし鋳造品である以上成分偏析やミクロ
ポロシィの存在という問題があり、また精密鋳造品とは
いえ一部機械加工による寸法制度等の確保の必要があ
り、高い延性を持つ実際の最終形状部品を製造するため
にはなお解決すべき点があった。 そこで、本発明は、
熱処理手段によってこれらを解決できるチタンアルミナ
イド鋳造部品の熱処理方法を提供することにある。 【０００８】 【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、重量百分率でＡｌ３１．５〜３３．５％、
Ｆｅ１．５〜２．３％、Ｂ０．０７〜０．１２％を含有
し、さらにＶ１．５〜２．０％もしくはＮｂ１．５〜
２．０％を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からな
るＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタンアルミナイドにおい
て、下記(1) 式によって 与えられる温度で、１５〜２０時間均質化処理を施した
鋳造素材に、必要な機械加工を加えて最終形状製品と
し、これに(2) 式によって 与えられる温度で２〜５時間調質処理を施すことを特徴
とするチタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法であ
る。 【０００９】 【作用】先ず、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタンアルミナ
イドの成分は、重量百分率で、Ａｌ３１．５〜３３．５
％、Ｆｅ１．５〜２．３％、Ｖ１．５〜２．０又は３．
８〜４．８％、Ｂ０．０７〜０．１２％を含有し、残部
がＴｉ及び不可避不純物からなる。またＶの代りにＮｂ
を１．５〜２．０重量％加えてもよい。 【００１０】これら合金成分を溶融して所望の形状に鋳
造した後、上記(1) 式の温度で所定時間均質処理を施す
ことで常温延性に優れた鋳造品とでき、これを機械加工
し最終形状製品とした後、上記(2) 式の温度で調質する
ことで高性能化されたチタンアルミナイドとすることが
できる。 【００１１】以上において、望ましい機械的特性値を与
える成分元素の組合せが鋳造素材全体に均一に実現され
ていない場合は試験片の採取位置によって試験結果が異
なり、また成分元素の偏析がない場合でも例えば鋳造組
織に大きな差異がある場合には、例えば破壊靭性値や疲
労強度といったデータに違いがみられる。 【００１２】これら偏析や鋳造組織は、凝固−冷却過程
の自然現象であるため、結晶制御合金製造技術を適用し
ない限り必然的に発生する。従っていわゆる金属工業で
は焼鈍や鍛造・圧延等による鋳造組織の破壊・微細化と
いう手段が一般に採用される。しかしニアネットシェイ
プ成形の精密鋳造では鋳造組織の破壊・微細化というこ
とは採用し得ないことである。 【００１３】本発明にかかるＴｉ−ＡＬ−Ｆｅ−Ｂ系チ
タンアルミナイドは、いわゆるγ相、α2 相以外のチタ
ンボライドの晶出分散やβ相の析出分散が核や障壁とな
り、微細で均一な鋳造組織を提供するという鋳造材料と
しては決定的な利点を有するが、成分偏析を皆無にする
ことは不可能である。 【００１４】そこで、成分の均質化を目的とする焼鈍
は、再結晶による結晶粒粗大化をもたらす可能性を含む
場合が多い。前述の常温延性改善の提案にもあることか
ら分かるようにチタンアルミナイドでは結晶粒粗大化を
抑制する優れた材料であるが、本発明者等は主としてＡ
ｌ含有量の異なる試料についてα＋γ→αの遷移温度を
特定し、結晶粒粗大化をもたらさず、かつ均質化を確実
に達成できる条件を求めて研究し、(1) 式で与えられる
温度で１５〜２０時間焼鈍すべきことを把握した。 【００１５】この焼鈍後、機械加工を施し(2) 式で調質
を行うことで延性の改善がなされる。 【００１６】この(1) 式は、本発明の合金系の均質化処
理温度領域が、以下の条件を満足しなければならないこ
とが種々の実験結果から確かめられ求められたものであ
る。 【００１７】すなわち、α単相領域での長時間の熱処理
は、粒成長を促進するため望ましくない。そのため、均
質化処理は、（α＋γ）２相領域で行うことが必要であ
る。この場合、組織の均質化は、処理温度、処理時間に
大きく依存するため、図１に示されているα変態線（図
中Ａ−Ｂ線）直下の温度で行うことが望ましい。この処
理温度は、Ａｌ含有量をパラメータに(1) 式で表される
ことが実験的に求めらた。 【００１８】本合金の機械的特性の向上は、調質処理に
より大きく左右される。調質処理の目的は、α2 相、γ
相、β相の各相分率を熱処理により最適化するものであ
り、(2) 式は、各相分率を最適化するための条件として
実験的に求めた。 【００１９】本合金では、高硬度のβ相が１２００〜１
２５０℃付近で多量に析出するため、調質処理温度は、
１２００℃以下が望まれる。またα2 相の体積率は室温
延性と密接な関係があるため、図１のα変態線（図中Ａ
−Ｂ線）とγ変態線（図中Ｃ−Ｄ線）を用いて冶金学的
手法により、α2 相体積率を１０％程度に制御する必要
がある。このα2 相体積率は、Ａｌ含有量に依存するた
め、調質温度は、Ａｌ含有量をパラメータに(2) 式で表
されることが実験で求められた。 【００２０】 【実施例】以下、本発明の一実施例を詳述する。 【００２１】先ず上述したＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタ
ンアルミナイドの試料として表１の成分の合金を準備し
た。 【００２２】 【表１】 この２種の試料を、それぞれ(1) 式で与えられる温度で
表２に示すように焼鈍した。 【００２３】 【表２】 表２において、均質化焼鈍処理後の常温引張り試験結果
を示したもので、Ａは冷却速度１００℃／Ｈで冷却し、
Ｂは冷却速度１００℃／min で冷却した例を示す。 【００２４】表２において、Ａ，Ｂとも常温伸びが１％
以上と良好であり、機械加工に優れたものとすることが
できる。特に、冷却速度の遅いＡは冷却速度の速いＢよ
り伸びが良好である。この冷却速度の違いによる強度，
伸びの違いは、冷却過程でのα＋γ→（α＋γ）＋γ→
（α2 ＋γ）＋（γ）＋γの変態量とβ相の析出量に原
因している。 【００２５】なお、この場合の引張試験片は、機械加工
後化学研磨によって試験片表面を１５０μｍ程度除去し
たもので、試験温度は常温，歪み速度は１×１０-4ｓ-1
である。 【００２６】次に、この表２のＡの試験片を採取した材
料から同時に(1) 機械加工で作成した試験片を化学研磨
しない状態で、(2) 機械加工後、９００℃×３Ｈ真空焼
鈍した状態で、(3) 機械加工後、本発明の調質温度（１
０５０℃×３Ｈ）で調質した状態で、それぞれ表２と同
じ条件で引張試験を行った結果を調質効果として表３に
示した。 【００２７】 【表３】 表３より(1) 機械加工で作成した試験片を化学研磨しな
い状態の試験片は、伸びが１％以下と低いが、(2) 機械
加工後、９００℃×３Ｈ真空焼鈍した場合には、伸びが
１％を越え歪取りはある程度実現されていると見られる
が、(3) の本発明の調質処理（１０５０℃×３Ｈ）によ
る試験片の場合、伸びが２％以上となり、更に延性が改
善されている。これは調質温度がＡｌの含有量に依存す
るためで、Ａｌの含有量に応じた調質温度にすること
で、γ相とα2 相とを微妙にバランスさせ、α2 相量を
１０％前後に制御することができ延性２％以上を改善で
きることに基づく。 【００２８】この本発明で得られた試料の破面直下のミ
クロ組織の顕微鏡写真を図２に示した。この試料のα2
体積率は９．７７ｖｏｌ％であった。 【００２９】尚必要な場合は、均質化焼鈍を、ＨＩＰ処
理にて成形とを兼ねて実施すればミクロポロシィの弊害
も除去できるし、機械加工以前に調質を行い、機械加工
後化学研磨によって表面層を除去してもよい。 【００３０】 【発明の効果】以上要するに本発明によれば、次のよう
な優れた効果を発揮する。 【００３１】(1) チタンアルミナイド製の薄肉で複雑形
状の部品を高い延性を付与した状態で最終製品形状で提
供することができ、軽量耐熱新素材であるチタンアルミ
ナイドの実用化に資する。 【００３２】(2) 常温延性が低く、難加工材料であった
チタンアルミナイドを比較的低コストで常温延性の改善
された複雑形状部品に成形できる。 【００３３】(3) 鋳造素材を機械加工仕上げする以前に
常温伸び１％以上としているため、既存の金属加工設備
工程がそのまま利用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の(1) 式と(2) 式を決定するに当たって
の本合金系の状態図を示す図である。 【図２】本発明で得られたチタンアルミナイド合金試料
の破面直下のミクロ組織の顕微鏡写真を示す。 【符号の説明】 Ａ−Ｂ α変態線 Ｃ−Ｄ γ変態線
の本合金系の状態図を示す図である。 【図２】本発明で得られたチタンアルミナイド合金試料
の破面直下のミクロ組織の顕微鏡写真を示す。 【符号の説明】 Ａ−Ｂ α変態線 Ｃ−Ｄ γ変態線
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平３−197654（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−70912（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−230569（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−299305（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−299306（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22F 1/00 - 3/02
C22C 1/00 - 49/14
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量百分率でＡｌ３１．５〜３３．５
％、Ｆｅ１．５〜２．３％、Ｂ０．０７〜０．１２％を
含有し、さらにＶ１．５〜２．０％もしくはＮｂ１．５
〜２．０％を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物から
なるＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｂ系チタンアルミナイドにおい
て、 下記(1) 式によって 与えられる温度で、１５〜２０時間均質化処理を施した
鋳造素材に、必要な機械加工を加えて最終形状製品と
し、これに(2) 式によって 与えられる温度で２〜５時間調質処理を施すことを特徴
とするチタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18341693A JP3493689B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | チタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18341693A JP3493689B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | チタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718392A JPH0718392A (ja) | 1995-01-20 |
| JP3493689B2 true JP3493689B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=16135402
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18341693A Expired - Lifetime JP3493689B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | チタンアルミナイド鋳造部品の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3493689B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11193431A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-21 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 精密鋳造用チタンアルミナイド及びその製造方法 |
| JPH11269584A (ja) | 1998-03-25 | 1999-10-05 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
-
1993
- 1993-06-30 JP JP18341693A patent/JP3493689B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JPH0718392A (ja) | 1995-01-20 |
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