JPH03197631A - 金属間化合物TiAl―Cr基合金 - Google Patents
金属間化合物TiAl―Cr基合金Info
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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〕
本発明は軽量かつ高温強度に優れた金属間化合物TiA
n−Cr基合金に関し、特に変形特性を改善した金属間
化き物TiΔN−Cr基合金に関するものである。
n−Cr基合金に関し、特に変形特性を改善した金属間
化き物TiΔN−Cr基合金に関するものである。
耐熱材料として実用化の期待されている金属間化合物T
iANは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiA
j7の実用化のための最大の障害であるこの低加工性改
善のための手法は、大別して加工プロセスの応用と合金
設計が挙げられる。低加工性とは主として室温における
延性の欠如を指し、TiAfは圧延、鍛造といった従来
行なわれている加工法を直接室温で適用することはでき
ない。
iANは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiA
j7の実用化のための最大の障害であるこの低加工性改
善のための手法は、大別して加工プロセスの応用と合金
設計が挙げられる。低加工性とは主として室温における
延性の欠如を指し、TiAfは圧延、鍛造といった従来
行なわれている加工法を直接室温で適用することはでき
ない。
加工プロセス適用の場合、粉末加工法に代表されるニア
−・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といった
加工法も含む。これまでにCo基超超合金s−sts)
を用いての高温シース圧延(1100℃、圧延速度:
1.5m/+n1n)による成型(特開昭61−213
361号公報)や、800℃以上、歪速度10”’5e
c−’以下における恒温鍛造(特開昭63−17186
2号公報)等による形状付与加工法が報告されている。
−・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といった
加工法も含む。これまでにCo基超超合金s−sts)
を用いての高温シース圧延(1100℃、圧延速度:
1.5m/+n1n)による成型(特開昭61−213
361号公報)や、800℃以上、歪速度10”’5e
c−’以下における恒温鍛造(特開昭63−17186
2号公報)等による形状付与加工法が報告されている。
こうした加工法の特徴は、TiA1の800℃以上にお
ける延性能の発現を利用したものであり、TiA&の機
械的性質に及ぼす歪速度依存性と併用することにより、
成型加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行な
うための加工条件が、1ooo℃以上の高温であること
、更に歪速度をできるだけ低減化させなくてはならない
ことから、大型設備の適用が必ずしも容易では無いとい
う欠点を有する。
ける延性能の発現を利用したものであり、TiA&の機
械的性質に及ぼす歪速度依存性と併用することにより、
成型加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行な
うための加工条件が、1ooo℃以上の高温であること
、更に歪速度をできるだけ低減化させなくてはならない
ことから、大型設備の適用が必ずしも容易では無いとい
う欠点を有する。
一方、Ti とAIの混合、圧粉成型後、高温高圧処理
による成型化が報告されている(特開昭6314004
9号公報)。この方法は上記加工プロセスとは異なり、
成型化と同時に様々な形への形状加工化が可能であるこ
とを長所とする反面、問題点としてTiやAIといった
活性金属を用いることによる不純物混入が不可避である
という点が指摘される。
による成型化が報告されている(特開昭6314004
9号公報)。この方法は上記加工プロセスとは異なり、
成型化と同時に様々な形への形状加工化が可能であるこ
とを長所とする反面、問題点としてTiやAIといった
活性金属を用いることによる不純物混入が不可避である
という点が指摘される。
これに対して添加元素による室温延性改善の報告は、金
属材料技術研究所によるMn添加(特開昭61−417
40号公報〉、Ag添加(特開昭58−123847号
公報)、そしてGeneral Electric C
orp、によるSi添加(米国特許:第4836983
号公報)、Ta添加(米国特許:第4842817号公
報)、Cr添加(米国特許:第4842819号公報)
、B添加(米国特許:第4842820号公報)が挙げ
られる。この中でGenera IElectric
Corp、によるSi、Ta、Cr、Bの各合金系の成
分範囲は、四点曲げ試験による延性評価から決定してい
るが、いずれもチタンがアルミニウムと等量、あるいは
アルミニウムよりも高くなっている。また、高温延性改
善のために、0.005〜0.2重量%B添加(特開昭
63−125634号公報〉、あるいは0.02〜0.
3重量%Bと0.2〜5.0重量%Siを複合添加(特
開昭63−125634号公報)した報告がある。これ
までのところ複合添加による特許例はこの一件のみであ
るが、複数の特性の改善をはかる上で、第4及び第5添
加元素の検討も必要になる。すなわちこれらの添加元素
の効果を利用して活性能改善に加え、耐酸化性の改善や
耐クリープ特性の改善も含めて、幅広い合金成分調整が
行なう必要がある。延性能の目安は室温引張伸び値が3
.0%といわれているが、どの添加元素の選択による成
分設計法によっても未だ達成されておらず、加工プロセ
スとの併用による微細化等の組織制御を通した対応が不
可決と考えられる。
属材料技術研究所によるMn添加(特開昭61−417
40号公報〉、Ag添加(特開昭58−123847号
公報)、そしてGeneral Electric C
orp、によるSi添加(米国特許:第4836983
号公報)、Ta添加(米国特許:第4842817号公
報)、Cr添加(米国特許:第4842819号公報)
、B添加(米国特許:第4842820号公報)が挙げ
られる。この中でGenera IElectric
Corp、によるSi、Ta、Cr、Bの各合金系の成
分範囲は、四点曲げ試験による延性評価から決定してい
るが、いずれもチタンがアルミニウムと等量、あるいは
アルミニウムよりも高くなっている。また、高温延性改
善のために、0.005〜0.2重量%B添加(特開昭
63−125634号公報〉、あるいは0.02〜0.
3重量%Bと0.2〜5.0重量%Siを複合添加(特
開昭63−125634号公報)した報告がある。これ
までのところ複合添加による特許例はこの一件のみであ
るが、複数の特性の改善をはかる上で、第4及び第5添
加元素の検討も必要になる。すなわちこれらの添加元素
の効果を利用して活性能改善に加え、耐酸化性の改善や
耐クリープ特性の改善も含めて、幅広い合金成分調整が
行なう必要がある。延性能の目安は室温引張伸び値が3
.0%といわれているが、どの添加元素の選択による成
分設計法によっても未だ達成されておらず、加工プロセ
スとの併用による微細化等の組織制御を通した対応が不
可決と考えられる。
本発明は金属間化合物TiA#基合金の成分設計を行な
うことにより加工プロセスとの併用を考慮しなくても、
実用性の十分高い高延性の合金を提供することを目的と
する。
うことにより加工プロセスとの併用を考慮しなくても、
実用性の十分高い高延性の合金を提供することを目的と
する。
本発明は上記目的を達成するために、TiAffi−C
r基き金にボロンを添加したものでこれにより組織を微
細化し、圧縮変形特性及び強度を特段に高めたのである
。
r基き金にボロンを添加したものでこれにより組織を微
細化し、圧縮変形特性及び強度を特段に高めたのである
。
すなわち、本発明は、チタン、アルミニウム、クロム及
びボロンを下記原子分率成分式によって含有せしめて構
成した金属間化合物TiA&基合金からなる。
びボロンを下記原子分率成分式によって含有せしめて構
成した金属間化合物TiA&基合金からなる。
TixAL −tX+2+ZI CryBz但し、0.
47≦X≦0.51 0.01≦y≦0.04 0.50≦x+y≦0.54 0.0001≦z≦0.01 以下、本発明の詳細な説明する。
47≦X≦0.51 0.01≦y≦0.04 0.50≦x+y≦0.54 0.0001≦z≦0.01 以下、本発明の詳細な説明する。
溶解原料としては、高純度チタン、高純度アルミニウム
、高純度クロム及び高純度ボロンを用い、酸素、窒素等
の気体不純物の混入を回避するために、好ましくはチタ
ンゲッター同時溶解による高真空雰囲気制御可能な多極
式アルゴンアーク溶解法により、TiA1基合金を溶製
する。成分元素の偏析による不均質性を防止するために
は、多数回溶解を行なった方が良く、更に1050℃で
48時間程度の均質化熱処理を、I X IF 5To
rr以上の高真空下で行なう。本発明のTiAl2基合
金の成分が上記のように限定される理由は以下の通りで
ある。
、高純度クロム及び高純度ボロンを用い、酸素、窒素等
の気体不純物の混入を回避するために、好ましくはチタ
ンゲッター同時溶解による高真空雰囲気制御可能な多極
式アルゴンアーク溶解法により、TiA1基合金を溶製
する。成分元素の偏析による不均質性を防止するために
は、多数回溶解を行なった方が良く、更に1050℃で
48時間程度の均質化熱処理を、I X IF 5To
rr以上の高真空下で行なう。本発明のTiAl2基合
金の成分が上記のように限定される理由は以下の通りで
ある。
タン:47〜51 %
T’rAIの単相領域は、チタンが室温において45.
0〜51.0原子%で、それよりチタン過剰側ではTi
)Δ!が、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出す
る。
0〜51.0原子%で、それよりチタン過剰側ではTi
)Δ!が、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出す
る。
T i −A に元系における室温圧縮試験によれば、
化学量論組成よりもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が
優れている。三元系においてもチタンとアルミニウムの
比がチタン過剰になることが必須である。これらのこと
から、圧縮特性に優れた組成はTi3^lの体積分率が
10%以下の上記組成とし、さらに高圧縮特性を安定し
て得るためには、チタンは49.5〜51原千%が好ま
しい。
化学量論組成よりもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が
優れている。三元系においてもチタンとアルミニウムの
比がチタン過剰になることが必須である。これらのこと
から、圧縮特性に優れた組成はTi3^lの体積分率が
10%以下の上記組成とし、さらに高圧縮特性を安定し
て得るためには、チタンは49.5〜51原千%が好ま
しい。
ロム=1〜4 。
クロム添加は組織の微細化を施す以外に、TiA1のL
lo型構造(正方晶)に起因するc/aを、クロム添加
により1に近づけることから、正方晶格子から面心立方
晶格子に近づき、TiA1のもつ結晶異方性を低下させ
る効果がある。この効果は4原子%までは保持され、そ
れを越えると第二相の体積分率が著しく増加すると同時
に、微細化の効果も低減する。
lo型構造(正方晶)に起因するc/aを、クロム添加
により1に近づけることから、正方晶格子から面心立方
晶格子に近づき、TiA1のもつ結晶異方性を低下させ
る効果がある。この効果は4原子%までは保持され、そ
れを越えると第二相の体積分率が著しく増加すると同時
に、微細化の効果も低減する。
一方、1200℃程度の高温下において、Crは粒界に
拡散することが最近本発明者により明らかになった。こ
の粒界に集積しなCrが高温での変形下に起こる動的再
結晶に伴う粒界移動を助長すると言った意味で、深く関
わっていると推察される。
拡散することが最近本発明者により明らかになった。こ
の粒界に集積しなCrが高温での変形下に起こる動的再
結晶に伴う粒界移動を助長すると言った意味で、深く関
わっていると推察される。
これらのことから高温変形を起こさせ易くするためにも
、Cr添加は不可欠である。1原子%未満ではこの効果
は現われない。
、Cr添加は不可欠である。1原子%未満ではこの効果
は現われない。
ボロン: 0.01〜1.0 %
ボロン添加の効果は、(1)TiAfの結晶格子に侵入
型に固溶することによって固溶強化を起こすこと。(2
)固溶限を越えたボロンが第二相として晶出することに
より析出強化をもたらすこと。(3)組織の微細化をひ
きおこすこと。以上の三点が挙げられる。組織の微細化
は強度と変形能の向上をもならし、固溶強化及び析出強
化と併せて微量添加でも大きな強度増加を得られる。0
.01原子%以上の添加で固溶及び析出強化能が著しく
増大するが、0.3原子%′超では析出物の粗大化が起
り微細化による変形能が損われるため、変形能が低下し
破断強度が下降を始める。そして、1.0原子%を超え
るとボロン無添加の場合より強度が低下する。
型に固溶することによって固溶強化を起こすこと。(2
)固溶限を越えたボロンが第二相として晶出することに
より析出強化をもたらすこと。(3)組織の微細化をひ
きおこすこと。以上の三点が挙げられる。組織の微細化
は強度と変形能の向上をもならし、固溶強化及び析出強
化と併せて微量添加でも大きな強度増加を得られる。0
.01原子%以上の添加で固溶及び析出強化能が著しく
増大するが、0.3原子%′超では析出物の粗大化が起
り微細化による変形能が損われるため、変形能が低下し
破断強度が下降を始める。そして、1.0原子%を超え
るとボロン無添加の場合より強度が低下する。
従って、破断強度だけを目的とする場合にはボロンの上
限は1.0原子%であり、破断強度と変形能の両方を考
慮した最適上限は0.3原子%となる。
限は1.0原子%であり、破断強度と変形能の両方を考
慮した最適上限は0.3原子%となる。
アルミニウム:46・〜4949原
子ルミニウムの成分範囲は上記3成分元素の残部となり
、結果的には46〜49原子%の範囲が決まる。しかし
四元系成分表示内では、アルミニウム、の範囲はチタン
原子よりも少ないかあるいはチタン原子量と同程度にな
る。
、結果的には46〜49原子%の範囲が決まる。しかし
四元系成分表示内では、アルミニウム、の範囲はチタン
原子よりも少ないかあるいはチタン原子量と同程度にな
る。
こ)で、本発明におけるクロムとボロンの複合添加につ
いて更に、説明する。
いて更に、説明する。
TiAf−Cr基三元系か金は組織的には等軸晶を発達
し易く、微細化の効果のある合金系である。
し易く、微細化の効果のある合金系である。
即ち、クロム添加により固溶強化と組織微細化による強
化が重畳し、添加量に応じた強度増加が確認される。し
かし変形能の観点からすると微細化にともなう変形能の
増加は3〜4原子%程度で、それを越えると著しい脆化
が起こる。そのなめ強度と変形能の双方を高めるための
添加量が3〜4原子%程度となる。第1図及び第2図に
TiA1金属間化合物の強度及び圧縮率に及ぼす、クロ
ムの添加量依存性をそれぞれプロットした。但しベース
としたTiAl!は51原子%Ti−49原子%A1で
ある。
化が重畳し、添加量に応じた強度増加が確認される。し
かし変形能の観点からすると微細化にともなう変形能の
増加は3〜4原子%程度で、それを越えると著しい脆化
が起こる。そのなめ強度と変形能の双方を高めるための
添加量が3〜4原子%程度となる。第1図及び第2図に
TiA1金属間化合物の強度及び圧縮率に及ぼす、クロ
ムの添加量依存性をそれぞれプロットした。但しベース
としたTiAl!は51原子%Ti−49原子%A1で
ある。
なおここでいう圧縮率は((試験片の初期高さ)(応力
・歪線図で試験片が破断する直前の試験片の高さ))/
(試験片の初期高さ)xlooとする。また圧縮破断強
度は応力・歪線図上で試験片が破断する直前の荷重を初
期断面積で除した値とする。
・歪線図で試験片が破断する直前の試験片の高さ))/
(試験片の初期高さ)xlooとする。また圧縮破断強
度は応力・歪線図上で試験片が破断する直前の荷重を初
期断面積で除した値とする。
この図から明らかなように、破壊強度及び圧縮率はCr
添加量3原子%で最大を示し、それ以上の添加量では両
値とも減少する。
添加量3原子%で最大を示し、それ以上の添加量では両
値とも減少する。
一方、TiAffi−Cr基合金にボロンを添加するこ
とは、TiA1−Crによって構成される結晶格子にボ
ロンが固溶強化をもたらすと同時に、−層の組織の微細
化を引き起こす。それに加えて、ボロンのTiAj7−
Cr基合金への固溶限が極端に低いことから微細な第二
相を晶出しやすくなり、析出強化の効果も発現し、著し
い強度増加がもたらされる。
とは、TiA1−Crによって構成される結晶格子にボ
ロンが固溶強化をもたらすと同時に、−層の組織の微細
化を引き起こす。それに加えて、ボロンのTiAj7−
Cr基合金への固溶限が極端に低いことから微細な第二
相を晶出しやすくなり、析出強化の効果も発現し、著し
い強度増加がもたらされる。
ところが変形能の観点からすると微細化効果と、微細第
二相の均一分散効果により強度の増加がみられるのにも
関わらず、変形能は上昇する。しかしTiA1−Cr基
合金でみられたように、強度の著しい増加のためにやは
り変形能にも上限を有し、0.3原子%を越えるとボロ
ン無添加に比して、更に低下する。こうしたことからT
iA1−Cr基自金の機械的性質を変形能と強度の両面
から総合的に判断し、ボロンの添加量の最適範囲は0.
01〜0.3原子%である。第3図及び第4図にTiA
f−Cr基合金の強度及び圧縮変形能に及ぼす、ボロン
の添加量依存性をそれぞれプロットした。但しベースと
したTiA4−Cr組成は、第1図及び第2図において
破壊強度及び圧縮率の高い値を示した49原子%Ti−
49原子%A1−2原子%Cr合金の組成とする。この
図から明らかなように、0.2原子%ボロン添加で破壊
強度及び圧縮率は最大を呈示し、特に破壊強度はボロン
無添加の場合と比較して60%も上昇している点は注目
に値する。ボロンとクロムの複合添加による強度の上昇
はtmm造材材料して実用する上で望ましく、TiA1
−Cr基合金を凌いでいる点は上述のごとくである。そ
してこうした強度上昇にも関わらず、ボロン添加量が0
.3原子%までは、圧縮率は低下するどころか逆に向上
している点に本発明の有意義性が存在する。即ち、圧縮
率の向上だけを考慮するならば、望ましいボロンの添加
量は0.01原子%〜0.3原子%ということになり、
圧縮率の低下する組成も含め破断強度の向上だけを考慮
するならば0.01〜1.0原子%ということになる。
二相の均一分散効果により強度の増加がみられるのにも
関わらず、変形能は上昇する。しかしTiA1−Cr基
合金でみられたように、強度の著しい増加のためにやは
り変形能にも上限を有し、0.3原子%を越えるとボロ
ン無添加に比して、更に低下する。こうしたことからT
iA1−Cr基自金の機械的性質を変形能と強度の両面
から総合的に判断し、ボロンの添加量の最適範囲は0.
01〜0.3原子%である。第3図及び第4図にTiA
f−Cr基合金の強度及び圧縮変形能に及ぼす、ボロン
の添加量依存性をそれぞれプロットした。但しベースと
したTiA4−Cr組成は、第1図及び第2図において
破壊強度及び圧縮率の高い値を示した49原子%Ti−
49原子%A1−2原子%Cr合金の組成とする。この
図から明らかなように、0.2原子%ボロン添加で破壊
強度及び圧縮率は最大を呈示し、特に破壊強度はボロン
無添加の場合と比較して60%も上昇している点は注目
に値する。ボロンとクロムの複合添加による強度の上昇
はtmm造材材料して実用する上で望ましく、TiA1
−Cr基合金を凌いでいる点は上述のごとくである。そ
してこうした強度上昇にも関わらず、ボロン添加量が0
.3原子%までは、圧縮率は低下するどころか逆に向上
している点に本発明の有意義性が存在する。即ち、圧縮
率の向上だけを考慮するならば、望ましいボロンの添加
量は0.01原子%〜0.3原子%ということになり、
圧縮率の低下する組成も含め破断強度の向上だけを考慮
するならば0.01〜1.0原子%ということになる。
以上をまとめると、ボロンのTi+W−1,r基合金へ
の微量添加は、固溶強化及び第二相による析出強化の強
度増加に加え、組織の微細化に伴う強度増加、そしてや
はり微細化に伴う変形能の向上をもならし、上述の添加
量範囲内における強度及び変形能の同時改善が可能とな
る。
の微量添加は、固溶強化及び第二相による析出強化の強
度増加に加え、組織の微細化に伴う強度増加、そしてや
はり微細化に伴う変形能の向上をもならし、上述の添加
量範囲内における強度及び変形能の同時改善が可能とな
る。
純度99.9%の高純度チタン(酸素量400pp+n
以下)47・〜52原子%、純度99.99%のアルミ
ニウム46〜49原子%、純度99.99%の高純度ク
ロム1〜4原子%、及び99%のボロン0.01〜0.
5原子%からなる溶解原料を、高真空雰囲気制御可能な
多極式アルゴンアーク溶解法により溶製しな。溶解に際
しては成分元素のマクロ偏析を回避するために3回溶解
を行ない、1050℃で48時間の均質化熱処理をI
X 10−5Torr以上の高真空下で行なった。
以下)47・〜52原子%、純度99.99%のアルミ
ニウム46〜49原子%、純度99.99%の高純度ク
ロム1〜4原子%、及び99%のボロン0.01〜0.
5原子%からなる溶解原料を、高真空雰囲気制御可能な
多極式アルゴンアーク溶解法により溶製しな。溶解に際
しては成分元素のマクロ偏析を回避するために3回溶解
を行ない、1050℃で48時間の均質化熱処理をI
X 10−5Torr以上の高真空下で行なった。
溶製インゴットから断面が31φで高さ4.5mmの圧
縮試験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密
平行研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温
圧縮試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるな
めに試験は5個の試験片の平均値をとり、各機械的特性
値のバラツキ精度は最大、最小値が平均値から15%以
内とした。
縮試験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密
平行研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温
圧縮試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるな
めに試験は5個の試験片の平均値をとり、各機械的特性
値のバラツキ精度は最大、最小値が平均値から15%以
内とした。
第1表に本発明合金と比較合金の試験試料組成の化分分
析値を示す。比較例く1)はクロム及びボロン無添加の
TiAf二元系のき金であり、比較例(2)はクロムだ
けを添加した合金、比較例(3)はアルミニウムの添加
量が本発明の下限以下であり、比較例(4)はクロムを
添加してない合金である。
析値を示す。比較例く1)はクロム及びボロン無添加の
TiAf二元系のき金であり、比較例(2)はクロムだ
けを添加した合金、比較例(3)はアルミニウムの添加
量が本発明の下限以下であり、比較例(4)はクロムを
添加してない合金である。
なお、比較き金の溶製方法及び試験方法は本発明の実施
例の場合と同様である。
例の場合と同様である。
第2表に上記試験試料の圧縮試験の結果を示す。
これにより、本発明合金が比較合金に比較して破断応力
、圧縮率がともに上昇していることが確認された。
、圧縮率がともに上昇していることが確認された。
第1表
(原子%)
第2表
〔発明の効果〕
本発明は、組織の大幅な微細化がなされ圧縮変形特性を
向上させると同時に、クロム及びボロン添加によるTi
Alの固溶体強化も可能なことから、機械的性質を総じ
て向上させることができ、圧縮応力が支配的な圧延、鍛
造といった加工プロセスへの適用に有利になった。更に
添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ従来
の軽量性を損なっておらず、航空機部材への適用も可能
になり、工業的効果は甚大である。
向上させると同時に、クロム及びボロン添加によるTi
Alの固溶体強化も可能なことから、機械的性質を総じ
て向上させることができ、圧縮応力が支配的な圧延、鍛
造といった加工プロセスへの適用に有利になった。更に
添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ従来
の軽量性を損なっておらず、航空機部材への適用も可能
になり、工業的効果は甚大である。
第1図はクロム添加量と圧縮0.2%耐力及び破断応力
との関係を示す図であり、 第2図はクロム添加量と圧縮率との関係を示す図であり
、 第3図は本発明合金におけるボロン添加量と圧縮0,2
%耐力及び破断応力との関係を示す図であり、 第4図は本発明合金におけるボロン添加量と圧縮率との
関係を示す図である。 クロム添加量(原子%) 第 図 クロム添加量(M子%) 第 図 ボロン添加量(原子%) 第 図 第 図 手 続 補 正 書 (1綺) 平成2年 月7i′8日
との関係を示す図であり、 第2図はクロム添加量と圧縮率との関係を示す図であり
、 第3図は本発明合金におけるボロン添加量と圧縮0,2
%耐力及び破断応力との関係を示す図であり、 第4図は本発明合金におけるボロン添加量と圧縮率との
関係を示す図である。 クロム添加量(原子%) 第 図 クロム添加量(M子%) 第 図 ボロン添加量(原子%) 第 図 第 図 手 続 補 正 書 (1綺) 平成2年 月7i′8日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 チタン、アルミニウム、クロム及びボロンを下記原子分
率成分式によって含有して成ることを特徴とする圧縮強
度及び圧縮変形特性に優れた金属間化合物TiAl−C
r基合金。Ti_xAl_1_−_{_x_+_y_+
_z_}CryBz但し、0.47≦x≦0.51 0.01≦y≦0.04 0.50≦x+y≦0.54 0.0001≦z≦0.01
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33579289A JPH03197631A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物TiAl―Cr基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33579289A JPH03197631A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物TiAl―Cr基合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03197631A true JPH03197631A (ja) | 1991-08-29 |
Family
ID=18292486
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP33579289A Pending JPH03197631A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物TiAl―Cr基合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03197631A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05186842A (ja) * | 1991-07-05 | 1993-07-27 | Nippon Steel Corp | 高強度を有するTiAl基金属間化合物の成形品及びその製造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01259139A (ja) * | 1988-04-07 | 1989-10-16 | Mitsubishi Metal Corp | 高温耐酸化性にすぐれたTi―Al系金属間化合物型鋳造合金 |
JPH02258938A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 耐熱性材料 |
-
1989
- 1989-12-25 JP JP33579289A patent/JPH03197631A/ja active Pending
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01259139A (ja) * | 1988-04-07 | 1989-10-16 | Mitsubishi Metal Corp | 高温耐酸化性にすぐれたTi―Al系金属間化合物型鋳造合金 |
JPH02258938A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 耐熱性材料 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05186842A (ja) * | 1991-07-05 | 1993-07-27 | Nippon Steel Corp | 高強度を有するTiAl基金属間化合物の成形品及びその製造方法 |
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