JPH02259043A - Al↓3Ti型の低密度耐熱性金属間合金 - Google Patents
Al↓3Ti型の低密度耐熱性金属間合金Info
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- JPH02259043A JPH02259043A JP1334590A JP33459089A JPH02259043A JP H02259043 A JPH02259043 A JP H02259043A JP 1334590 A JP1334590 A JP 1334590A JP 33459089 A JP33459089 A JP 33459089A JP H02259043 A JPH02259043 A JP H02259043A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
この出願は、米国において1988年12月23日に出
願された私の先願、継続番号289.543の一部継続
出願である。
願された私の先願、継続番号289.543の一部継続
出願である。
この出願の発明は、アルミニウムに富んだ低密度の耐熱
、耐酸化性の合金、特に主な自余添加元素として、マン
ガンおよび/またはクローム、並びにバナジウムと、同
様の合金元素を含有するアルミニウム、−チタン合金に
関する。
、耐酸化性の合金、特に主な自余添加元素として、マン
ガンおよび/またはクローム、並びにバナジウムと、同
様の合金元素を含有するアルミニウム、−チタン合金に
関する。
(従来の技術)
高温挙動の改善された新規材料に対する継続的な要求と
共に、効率的および経済的な改善のために低密度で且つ
密度に対する強度比の高い高温材料の開発に、特に航空
システムに対して注目されて、強い関心が寄せられてい
る。A S M T nt、ernational、
Metals Park、OH(1984) 、E l
il+u F 。
共に、効率的および経済的な改善のために低密度で且つ
密度に対する強度比の高い高温材料の開発に、特に航空
システムに対して注目されて、強い関心が寄せられてい
る。A S M T nt、ernational、
Metals Park、OH(1984) 、E l
il+u F 。
Bradley、編による″“超合金−技術ガイド″で
検討る。これらの密度は本発明により提供された合金の
密度の2倍以上である。
検討る。これらの密度は本発明により提供された合金の
密度の2倍以上である。
A 1 、 T iの低密度二元アルミニウム−チタン
金属間合金は高強度、高硬度(〜450HD P )、
並びに良好な耐熱および耐酸化性を有するが、室温で極
端に腹いことが知られている。M、Y吐agucl+
i 、 Y 。
金属間合金は高強度、高硬度(〜450HD P )、
並びに良好な耐熱および耐酸化性を有するが、室温で極
端に腹いことが知られている。M、Y吐agucl+
i 、 Y 。
U +nakosh iおよびT 、 Y amane
は”P hilosol)l+i’caMagazin
e”A 、55(1987)301中でこの現象を検討
している。増大した用途に対してAl3Ti型自金の価
値を高める試みが処理技術の研究分野でいくつか行なわ
れてきた。しかし、処理技術による延性の改善の予想は
多結晶の変形および延性に必要なすべりシステム(sl
ip systems)の必須の数よりも少ない正方
晶形(Do□2)結晶構造に主としであるために少ない
。また、二元合金は調製が困難である。A 1 :l
X型の他のアルミニウム基合金は類似の特性を有してい
ることが知られている。ここでXは週期率表のIVA族
およびVA族の元素例えばV 、 Z r 、 N b
、 HfおよびTaを示す。ここに使用されるA亜族
の選定は純粋および応用化学の国際連合(t、l+c
T ntern+i1.1onaL tJnion o
f F’ure andA ppl ied Cl+e
Mistry)によって推せんされているものであり、
IVA族はTiが筆頭にありVA族は■が筆頭にありV
T族はCrが筆頭にある。
は”P hilosol)l+i’caMagazin
e”A 、55(1987)301中でこの現象を検討
している。増大した用途に対してAl3Ti型自金の価
値を高める試みが処理技術の研究分野でいくつか行なわ
れてきた。しかし、処理技術による延性の改善の予想は
多結晶の変形および延性に必要なすべりシステム(sl
ip systems)の必須の数よりも少ない正方
晶形(Do□2)結晶構造に主としであるために少ない
。また、二元合金は調製が困難である。A 1 :l
X型の他のアルミニウム基合金は類似の特性を有してい
ることが知られている。ここでXは週期率表のIVA族
およびVA族の元素例えばV 、 Z r 、 N b
、 HfおよびTaを示す。ここに使用されるA亜族
の選定は純粋および応用化学の国際連合(t、l+c
T ntern+i1.1onaL tJnion o
f F’ure andA ppl ied Cl+e
Mistry)によって推せんされているものであり、
IVA族はTiが筆頭にありVA族は■が筆頭にありV
T族はCrが筆頭にある。
必須のすべりシステム数を有しているので、立方晶構造
(I−1□)の合金が低温で一層延性であり得ることか
良く知られている。これらの合金はまた押圧強度の正の
温度依存度をしばしば示す。
(I−1□)の合金が低温で一層延性であり得ることか
良く知られている。これらの合金はまた押圧強度の正の
温度依存度をしばしば示す。
正方晶AfsTiはFe、CuあるいはNiの第3成分
添加により立方晶L1□構造に変換され得ることが時に
は知られている。その現象は、A 、 RaIIlan
およびK 、Scl+ubert、Z 、Metali
k、56(1965)99;A 、5eibold、
Z 、Metalik、72(1981)712;K
、S 。
添加により立方晶L1□構造に変換され得ることが時に
は知られている。その現象は、A 、 RaIIlan
およびK 、Scl+ubert、Z 、Metali
k、56(1965)99;A 、5eibold、
Z 、Metalik、72(1981)712;K
、S 。
KumarおよびJ 、R、R1kens、 S cr
ipta Met、22(1988)1015などの出
版物中で検討されている。特別の例として、Ku+na
rおよびP 1ekens、”TernaryLow−
Density Cubic L12Aluminid
es。
ipta Met、22(1988)1015などの出
版物中で検討されている。特別の例として、Ku+na
rおよびP 1ekens、”TernaryLow−
Density Cubic L12Aluminid
es。
“Proceedings of the Sympo
siuIIIDispersionS trength
ened AJ!uminu+n Auoys、198
8 T M 5Annual Meeting、P
hoeniz、Ar1zona、January25−
28.1988は、これらのいく例かの初期の観察を集
約しており、AI、、CuT i2およびA I 22
F e * T i 2音金の立方晶の別形を記述し
ている。報告された硬度は〜33011 D Pで、合
金は試験硬度切欠きの附近の割れに対する耐性がほとん
ど無いことを示している。一般に、この型の合金は製造
が困難であり多孔質、不均一性および第2相の欠点があ
り、これらの全ては機械的性質に有害な影響を及ぼし得
る。また、CuあるいはFeの添加は高温での耐酸化性
を減少する徴候がある。
siuIIIDispersionS trength
ened AJ!uminu+n Auoys、198
8 T M 5Annual Meeting、P
hoeniz、Ar1zona、January25−
28.1988は、これらのいく例かの初期の観察を集
約しており、AI、、CuT i2およびA I 22
F e * T i 2音金の立方晶の別形を記述し
ている。報告された硬度は〜33011 D Pで、合
金は試験硬度切欠きの附近の割れに対する耐性がほとん
ど無いことを示している。一般に、この型の合金は製造
が困難であり多孔質、不均一性および第2相の欠点があ
り、これらの全ては機械的性質に有害な影響を及ぼし得
る。また、CuあるいはFeの添加は高温での耐酸化性
を減少する徴候がある。
(発明が解決しようとする課題)
この発明の目的は改善された延性と圧縮強度特性を有す
る低密度のアルミニウムに富んだ金属間合金を提供する
ことである。
る低密度のアルミニウムに富んだ金属間合金を提供する
ことである。
特にこの発明の目的は優れた耐酸化性および高温特性を
有し、かつ魅力的な密度−補正強度となる低密度である
立方晶構造の工学実用性の合金組成を提供することであ
る。
有し、かつ魅力的な密度−補正強度となる低密度である
立方晶構造の工学実用性の合金組成を提供することであ
る。
この発明の他の特別の目的は低温で適切な延性を有する
アルミニウム−チタン組成物を提供することである。
アルミニウム−チタン組成物を提供することである。
その他の目的および利点は続いて記載され、詳細な説明
および請求の範囲の記載を検討することにより当業者に
明らかになる。
および請求の範囲の記載を検討することにより当業者に
明らかになる。
前述の目的を達成するためにかつ発明の目的によると、
ここに具体的に広範に記載されるように、この発明のア
ルミニウム−チタン合金組成はマンガン元素、あるいは
クロム元素、化合物状態のマンガンとクロムをアルミニ
ウムの一部の置換として、かつ、前もって選択した場合
には、週期率表のIVAあるいはVAならびにVIA族
の元素をチタンの一部の置換として含有させて改良され
る。
ここに具体的に広範に記載されるように、この発明のア
ルミニウム−チタン合金組成はマンガン元素、あるいは
クロム元素、化合物状態のマンガンとクロムをアルミニ
ウムの一部の置換として、かつ、前もって選択した場合
には、週期率表のIVAあるいはVAならびにVIA族
の元素をチタンの一部の置換として含有させて改良され
る。
三元形態のそのような改良合金は約15から約35原子
パーセントまでのチタンと、約3から約15原子パーセ
ントまでのマンガン、あるいはクロームあるいはマンガ
ンとクロムの化合物と、残部の実質的アルミニウムを含
有している。マンガンおよび/またはクロームの添加は
A 13T iの立方晶改変を安定化する。これらのき
金は特に低密度で、改善された延性と、高温での改善さ
れた耐酸化性と、正の押圧強度温度依存性を有している
ことが見出されてきた。
パーセントまでのチタンと、約3から約15原子パーセ
ントまでのマンガン、あるいはクロームあるいはマンガ
ンとクロムの化合物と、残部の実質的アルミニウムを含
有している。マンガンおよび/またはクロームの添加は
A 13T iの立方晶改変を安定化する。これらのき
金は特に低密度で、改善された延性と、高温での改善さ
れた耐酸化性と、正の押圧強度温度依存性を有している
ことが見出されてきた。
マンガン、あるいはクローム、あるいはマンガン−クロ
ム化合物はこの点で好ましい置換物であると信じられて
いるけれども、週期率表の上述の族から選んだ元素は四
元組成物を構成するためにマンガンおよび/またはクロ
ームに加えて追加的合金元素として使用され得るという
ことが信じられていることは注目されねばならない。
ム化合物はこの点で好ましい置換物であると信じられて
いるけれども、週期率表の上述の族から選んだ元素は四
元組成物を構成するためにマンガンおよび/またはクロ
ームに加えて追加的合金元素として使用され得るという
ことが信じられていることは注目されねばならない。
かくて、より特別な点でこの発明はバナジウノ\と追加
的に合金化することを提案する。このより特別な合金組
成は上述のパーセント範囲のチタンとマンガンおよび/
またはクロームから、すなわち、約15ないし約35原
子パーセントのチタンと、約3ないし約15原子パーセ
ントのマンガンおよび/またはクロームから成るが、約
9原子パーセントまでのバナジウムが添加される。この
バナジウム添加は耐割れ性を増大する。
的に合金化することを提案する。このより特別な合金組
成は上述のパーセント範囲のチタンとマンガンおよび/
またはクロームから、すなわち、約15ないし約35原
子パーセントのチタンと、約3ないし約15原子パーセ
ントのマンガンおよび/またはクロームから成るが、約
9原子パーセントまでのバナジウムが添加される。この
バナジウム添加は耐割れ性を増大する。
好ましくは、アルミニウム−チタン合金組成は約20か
ら約30原子パーセントまでのチタンと、約4から約1
2原子パーセントまでのマンガンまたはクロームあるい
は合金状態のマンガン−クロームと、約3から約8原子
パーセントまでのバナジウムと、残部の実質的なアルミ
ニウムとを含有している。これらの組成物は約3.61
F/ccの密度と、改善された延性と1000℃附近の
温度での意義ある強度と、優れた耐酸化性を有する。特
性評価と確立された原子的立場の置換挙動に基いて、週
期率表のIVAあるいはVA、並びに■A族からの他の
元素がバナジウムの代りに使用される。同様にマンガン
および/またはクロームの一部が鉄、銅および/または
ニッケルによって立方晶構造を失うことなく置換される
。
ら約30原子パーセントまでのチタンと、約4から約1
2原子パーセントまでのマンガンまたはクロームあるい
は合金状態のマンガン−クロームと、約3から約8原子
パーセントまでのバナジウムと、残部の実質的なアルミ
ニウムとを含有している。これらの組成物は約3.61
F/ccの密度と、改善された延性と1000℃附近の
温度での意義ある強度と、優れた耐酸化性を有する。特
性評価と確立された原子的立場の置換挙動に基いて、週
期率表のIVAあるいはVA、並びに■A族からの他の
元素がバナジウムの代りに使用される。同様にマンガン
および/またはクロームの一部が鉄、銅および/または
ニッケルによって立方晶構造を失うことなく置換される
。
(実施例)
この発明の好ましい具体例に対し詳細に検討される。
この発明によれば、アルミニウム、チタンおよびマンガ
ンの量を変えることで、またアルミニウム、チタン、マ
ンガン、およびバナジウムおよび主な合金元素としてH
f 、 Z r 、 N l) 、 T a 、 ’*
およびM。
ンの量を変えることで、またアルミニウム、チタン、マ
ンガン、およびバナジウムおよび主な合金元素としてH
f 、 Z r 、 N l) 、 T a 、 ’*
およびM。
のような、その他のIVA、VAおよびVIA族の元=
8 素の量を変えることでおおよそ35の合金が名目上A
I 、T i基として調製される。また、マンガンの全
部あるいは一部にクロームを使用することが関連して実
験された。
8 素の量を変えることでおおよそ35の合金が名目上A
I 、T i基として調製される。また、マンガンの全
部あるいは一部にクロームを使用することが関連して実
験された。
名目上の組成(ALMn)3Tiの三元合金および名目
上の組成(A I 、 M n)s (T i 、 V
)の四元合金が非消耗性電極アーク溶解を含む数種の
従来方法と、種々の粉末処理方法によって感知し得る多
孔質のない均質な形態で製造された。三元合金では、維
持される関係は約15から約35原子パーセントまでの
Ti と、約3から約15原子パーセントまでのM +
+と残部が実質的にAIlであった。四元合金では、維
持される関係は約15から約35原子パーセントまでの
Ti と、約3から15原子パーセントまでのMnと、
約9原子パーセントまでの■と、残部が実質的にAIで
あった。X−線回折によって調査したところ、望ましい
組成のこれらの合金の結晶Wi造は主として、無視し得
る第2相を有する立方晶である。さらに、MnがAIに
置き換っていること、および■を添加した場合にはVが
Tiに置き換っていることが回折パターンから測定され
る強度から確証された。他の金属同相がある合金におい
て形成されるが、正方晶形のD O22相は、原子パー
セントのガイドライン: A1<68.Mn>6および
Ti(28;あるいはAf(68,Mn>6およびT
i +V(28を守ることによって三元および四元自余
において回避できることが明らかである。マンガンの全
部あるいは一部がクロームにより置き換えられ同様の結
果を得ることが協同作業により確証された。予しめ使用
の鉄、銅および/またはニッケル元素のある量が立方晶
構造を失うことなくクロームおよび/またはマンガンで
形成される立方晶今今に添加しようとずればできること
が更に観察することにより確証された。
上の組成(A I 、 M n)s (T i 、 V
)の四元合金が非消耗性電極アーク溶解を含む数種の
従来方法と、種々の粉末処理方法によって感知し得る多
孔質のない均質な形態で製造された。三元合金では、維
持される関係は約15から約35原子パーセントまでの
Ti と、約3から約15原子パーセントまでのM +
+と残部が実質的にAIlであった。四元合金では、維
持される関係は約15から約35原子パーセントまでの
Ti と、約3から15原子パーセントまでのMnと、
約9原子パーセントまでの■と、残部が実質的にAIで
あった。X−線回折によって調査したところ、望ましい
組成のこれらの合金の結晶Wi造は主として、無視し得
る第2相を有する立方晶である。さらに、MnがAIに
置き換っていること、および■を添加した場合にはVが
Tiに置き換っていることが回折パターンから測定され
る強度から確証された。他の金属同相がある合金におい
て形成されるが、正方晶形のD O22相は、原子パー
セントのガイドライン: A1<68.Mn>6および
Ti(28;あるいはAf(68,Mn>6およびT
i +V(28を守ることによって三元および四元自余
において回避できることが明らかである。マンガンの全
部あるいは一部がクロームにより置き換えられ同様の結
果を得ることが協同作業により確証された。予しめ使用
の鉄、銅および/またはニッケル元素のある量が立方晶
構造を失うことなくクロームおよび/またはマンガンで
形成される立方晶今今に添加しようとずればできること
が更に観察することにより確証された。
この発明の合金は従来の冶金技術によって追加的に有利
な特性を開発するために更に改良し得る。
な特性を開発するために更に改良し得る。
例えば通常採用の酸化物およびほう化物のように分散相
が結晶粒構造を微細化するために、あるいは強度に作用
するために添加される。また、熱的機械的処理や、直接
凝固/単結晶鋳造や、あるいは(息速凝固粉末を含む)
粉末の熱押出しから成る処理技術が特性を創り出すため
に使用できる。
が結晶粒構造を微細化するために、あるいは強度に作用
するために添加される。また、熱的機械的処理や、直接
凝固/単結晶鋳造や、あるいは(息速凝固粉末を含む)
粉末の熱押出しから成る処理技術が特性を創り出すため
に使用できる。
更に詳述しなくとも、前述の記載に基いてこの発明を最
大範囲まで熟達者は利用できる。次の例はこの発明の好
ましい具体化の実施のためにあり、この発明を制限する
ものとして解釈してはならない 例 三元組成物A l 66M n 6T i 2 B 、
A Il s 7M II 6T i27 、および
A 16s 、 7 M n s 、 3 T i 2
、および四元組成物AIr、6MnI、T:、−+V
sであるアルミニウム基の低密度金属間化合物が厚肉状
および冷間善用プレス成形粉末成形体形状の純元素をア
ーク溶解することによって調製された。X−線回折パタ
ーンは、立方晶L 12相が本質的に100パーセント
であることを、さらに結晶構造においてMnがA1に置
換していること、■を開いた場合にはVがTiに置換し
ていることを示した。合金A 1.6M n6’Y’
i□8の回折パターンの例は図面に示される。
大範囲まで熟達者は利用できる。次の例はこの発明の好
ましい具体化の実施のためにあり、この発明を制限する
ものとして解釈してはならない 例 三元組成物A l 66M n 6T i 2 B 、
A Il s 7M II 6T i27 、および
A 16s 、 7 M n s 、 3 T i 2
、および四元組成物AIr、6MnI、T:、−+V
sであるアルミニウム基の低密度金属間化合物が厚肉状
および冷間善用プレス成形粉末成形体形状の純元素をア
ーク溶解することによって調製された。X−線回折パタ
ーンは、立方晶L 12相が本質的に100パーセント
であることを、さらに結晶構造においてMnがA1に置
換していること、■を開いた場合にはVがTiに置換し
ていることを示した。合金A 1.6M n6’Y’
i□8の回折パターンの例は図面に示される。
均質化のために溶融され熱処理1例えば1000℃で1
6時間、された合金の圧痕硬度は約200HD Pであ
り、二元合金のA 13 T i sの450HD P
に比較して、175HD Pと同じ位い低い。ダイヤモ
ンドピラミッド硬度圧痕の耐割れ性はこれらの合金では
二元合金A 13 T iのあるいはFe、Cnおよび
Niのみでき金化されて改良された立方晶の耐割れ性よ
り更に大きかった。例えば、A I 3 T iは1k
gの圧痕荷重で重大な割れを示したが、一方上記で検討
した特別の合金は荷重が50に9を超過するまで割れな
かった。マンガンの全部あるいは一部がクロームによっ
て置き換えられた合金での同じテストは同様の結果を与
えた。
6時間、された合金の圧痕硬度は約200HD Pであ
り、二元合金のA 13 T i sの450HD P
に比較して、175HD Pと同じ位い低い。ダイヤモ
ンドピラミッド硬度圧痕の耐割れ性はこれらの合金では
二元合金A 13 T iのあるいはFe、Cnおよび
Niのみでき金化されて改良された立方晶の耐割れ性よ
り更に大きかった。例えば、A I 3 T iは1k
gの圧痕荷重で重大な割れを示したが、一方上記で検討
した特別の合金は荷重が50に9を超過するまで割れな
かった。マンガンの全部あるいは一部がクロームによっ
て置き換えられた合金での同じテストは同様の結果を与
えた。
押圧テストではこの合金はアルミニウム基合金としては
高温度まで持続する高強度を有することを確証した。こ
れは下記の表に示される。
高温度まで持続する高強度を有することを確証した。こ
れは下記の表に示される。
表1. 立方晶L1□構造の三元合金A l 6s
、 7M n s 、 G T i 20の機械的性質
温度(℃) 25 400 600 80
0 900降伏強度(ksi) 48 45 5
7 43 34さらに、この合金は12ないし15
pctの大きさの重圧まで室温で押圧して塑性的に変形
することができた。二元A 1 s T iに対する同
様の押圧テストでは延性のないことを示した。アーク溶
解金属粒の幾何学的制限により引張り試料は造られなか
った。小さな試料の曲げ試験により曲げ延性がある程度
あるが押圧時の延性に比しかなり小さいことが確証され
た。
、 7M n s 、 G T i 20の機械的性質
温度(℃) 25 400 600 80
0 900降伏強度(ksi) 48 45 5
7 43 34さらに、この合金は12ないし15
pctの大きさの重圧まで室温で押圧して塑性的に変形
することができた。二元A 1 s T iに対する同
様の押圧テストでは延性のないことを示した。アーク溶
解金属粒の幾何学的制限により引張り試料は造られなか
った。小さな試料の曲げ試験により曲げ延性がある程度
あるが押圧時の延性に比しかなり小さいことが確証され
た。
空気中で1000℃で24時間加熱された上記の合金の
試料はほんのわずか薄い酸化物層を形成し、その為研摩
表面は高い反射性を維持することを示した。
試料はほんのわずか薄い酸化物層を形成し、その為研摩
表面は高い反射性を維持することを示した。
一ヒ記の記載から、当該技術に熟達した者は発明の精神
と範囲から離れることな〈発明の本質的特徴を容易に確
認でき、様々の用途に発明を適用するために種々の変更
および改変ができる。
と範囲から離れることな〈発明の本質的特徴を容易に確
認でき、様々の用途に発明を適用するために種々の変更
および改変ができる。
第1図は立方晶LL相のみが存在することを示す特別の
合金A 166M n6T iceのX−線回折パター
手 続 補 正 書(方式) %式% 2、発明の名称 アルミニウム、チタン型の低密度耐熱金属間合金3゜ 補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 名 称 テクノロジー・デイベロプメント・コーポレ
ーション 6、補正の対象
合金A 166M n6T iceのX−線回折パター
手 続 補 正 書(方式) %式% 2、発明の名称 アルミニウム、チタン型の低密度耐熱金属間合金3゜ 補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 名 称 テクノロジー・デイベロプメント・コーポレ
ーション 6、補正の対象
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、約15原子パーセントから約35原子パーセントの
チタンと;約3原子パーセントから約15原子パーセン
トのマンガン、あるいはクローム、あるいはマンガンと
クロムの化合物と:実質的に残部がアルミニウムから成
ることを特徴とする低密度耐熱アルミニウム−チタン合
金。 2、合金組成の式がほゞAl_6_6Mn_6Ti_2
_8あるいはAl_6_6Cr_6Ti_2_8である
請求項1に記載の合金。 3、約9原子パーセントまでのバナジウムを追加的に含
有する組成である請求項1に記載の合金。 4、合金組成の式がほゞAl_6_6Mn_6Ti_2
_3V_5あるいはAl_6_6Cr_6Ti_2_3
V_5である請求項3に記載の合金。 5、マンガンおよび/またはクロームの全部でなくて一
部がFe、Cuおよび/またはNiの元素から選択され
た1元素で置換されている請求項1に記載の合金。 6、マンガンおよび/またはクロームの全部でなくて一
部がFe、Cuおよび/またはNiの元素から選択され
た1元素で置換されている請求項3に記載の合金。 7、約15原子パーセントから約35原子パーセントの
チタンと;約3原子パーセントから約15原子パーセン
トのマンガン、あるいはクローム、あるいはマンガンと
クロムの化合物と;約9原子パーセントまでのZr、H
f、Nb、Ta、Moおよび/またはWの元素から選択
された1元素と;残部が実質的にアルミニウムから成る
ことを特徴とする低密度耐熱アルミニウム−チタン合金
。 8、マンガンおよび/またはクロームの全部でなくて一
部がFe、Cuおよび/またはNiの元素から選択され
た1元素で置換されている請求項7に記載の合金。
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US289543 | 1988-12-23 | ||
US07/289,543 US4891184A (en) | 1988-12-23 | 1988-12-23 | Low density heat resistant intermetallic alloys of the Al3 Ti type |
US331626 | 1989-03-30 | ||
US07/331,626 US5006054A (en) | 1988-12-23 | 1989-03-30 | Low density heat resistant intermetallic alloys of the Al3 Ti type |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02259043A true JPH02259043A (ja) | 1990-10-19 |
JP2868185B2 JP2868185B2 (ja) | 1999-03-10 |
Family
ID=26965695
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1334590A Expired - Lifetime JP2868185B2 (ja) | 1988-12-23 | 1989-12-22 | Al▲下3▼Ti型の低密度耐熱性金属間合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5006054A (ja) |
EP (1) | EP0375374A1 (ja) |
JP (1) | JP2868185B2 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3392440B2 (ja) * | 1991-12-09 | 2003-03-31 | 株式会社東芝 | 多層導体層構造デバイス |
US5368660A (en) * | 1992-10-30 | 1994-11-29 | New Mexico Tech Research Foundation | High temperature TiAl2 -based ternary alloys |
US5358584A (en) * | 1993-07-20 | 1994-10-25 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of Commerce | High intermetallic Ti-Al-V-Cr alloys combining high temperature strength with excellent room temperature ductility |
US5776617A (en) * | 1996-10-21 | 1998-07-07 | The United States Of America Government As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Oxidation-resistant Ti-Al-Fe alloy diffusion barrier coatings |
US5783315A (en) * | 1997-03-10 | 1998-07-21 | General Electric Company | Ti-Cr-Al protective coatings for alloys |
CN102011078B (zh) * | 2010-12-23 | 2012-03-28 | 哈尔滨工业大学 | 一种细化定向凝固钛铝合金板坯表层组织的方法 |
CN109913731B (zh) * | 2019-03-14 | 2020-12-04 | 南京玖铸新材料研究院有限公司 | 一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法 |
CN110863125A (zh) * | 2019-11-28 | 2020-03-06 | 江阴市万里锻件有限公司 | 一种精密加工车床车刀用合金及其制备方法 |
CN112695232A (zh) * | 2020-12-14 | 2021-04-23 | 淮阴工学院 | 一种提高铝镁合金焊丝强度和塑性的方法 |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
LU31972A1 (ja) * | 1952-03-19 | |||
US3203794A (en) * | 1957-04-15 | 1965-08-31 | Crucible Steel Co America | Titanium-high aluminum alloys |
US2966735A (en) * | 1958-03-27 | 1961-01-03 | Aluminum Co Of America | Aluminum base alloy powder product |
US3391999A (en) * | 1964-08-17 | 1968-07-09 | Texaco Inc | Preparation of metal aluminides |
GB1394449A (en) * | 1972-12-01 | 1975-05-14 | Reading Alloys | Master alloy for titanium base alloys |
JPS538642A (en) * | 1976-07-14 | 1978-01-26 | Nippon Packaging Kk | Mechanism for reciprocal movement along the surface |
JPS6141740A (ja) * | 1984-08-02 | 1986-02-28 | Natl Res Inst For Metals | 金属間化合物TiAl基耐熱合金 |
JPS62124241A (ja) * | 1985-11-22 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | 高融点アルミニウム合金急冷薄帯の製造方法 |
JPS62270704A (ja) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | Kobe Steel Ltd | 加工性及び耐熱性の改善された急冷凝固アルミニウム合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-30 US US07/331,626 patent/US5006054A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-12-19 EP EP89313304A patent/EP0375374A1/en not_active Withdrawn
- 1989-12-22 JP JP1334590A patent/JP2868185B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US5006054A (en) | 1991-04-09 |
JP2868185B2 (ja) | 1999-03-10 |
EP0375374A1 (en) | 1990-06-27 |
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