JPH0499841A - チタンアルミナイド及び精密鋳造方法 - Google Patents
チタンアルミナイド及び精密鋳造方法Info
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- Manufacture And Refinement Of Metals (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]
本発明は、チタンアルミナイトに係り、特に割れのない
精密鋳造品を鋳造することを可能にしたチタンアルミナ
イト及び精密@遣方法に関するものである。
精密鋳造品を鋳造することを可能にしたチタンアルミナ
イト及び精密@遣方法に関するものである。
[従来の技術]
ニッケル基耐熱合金よりも高温での比強度に優れ、かつ
チタン合金よりも耐熱性に優れている金属材料として金
属間化合物’I’iAl基耐熱合金が知られている。
チタン合金よりも耐熱性に優れている金属材料として金
属間化合物’I’iAl基耐熱合金が知られている。
この合金は、軽く、耐酸化性に優れ、温度上昇と共に強
度が増加し、さらにクリープ特性が良い等の特性を有す
る反面、常温延性に乏しく、靭性が発現する高温でも加
工速度依存性が強い等の問題があることも良く知られて
いる。このうち常温靭性を改善する手段として米国特許
第4294615号明細書や特開平1−298127号
公報等では第3元素(例えば■)の添加が有効であるこ
とが提案されている。
度が増加し、さらにクリープ特性が良い等の特性を有す
る反面、常温延性に乏しく、靭性が発現する高温でも加
工速度依存性が強い等の問題があることも良く知られて
いる。このうち常温靭性を改善する手段として米国特許
第4294615号明細書や特開平1−298127号
公報等では第3元素(例えば■)の添加が有効であるこ
とが提案されている。
[発明が解決しようとする課題]
ところで、金属間化合!1!1TiAl基耐熱合金は、
上述のような優れた特性を有するので、薄肉や複雑形状
の精密鋳造品(例えば、ホイールやタービンベーン)の
材料として用いられることか提案されている。しかし、
Ti−Al2元系の合金で鋳造される精密@遺品では、
割れか発生し、鋳物としてはまとまらない。また、第3
元素としてVを例えば1.5重1%添加した’T”i
−Al −V系の合金で鋳造品(例えはタービンベーン
)を鋳造しても、割れが完全にはなくならい。
上述のような優れた特性を有するので、薄肉や複雑形状
の精密鋳造品(例えば、ホイールやタービンベーン)の
材料として用いられることか提案されている。しかし、
Ti−Al2元系の合金で鋳造される精密@遺品では、
割れか発生し、鋳物としてはまとまらない。また、第3
元素としてVを例えば1.5重1%添加した’T”i
−Al −V系の合金で鋳造品(例えはタービンベーン
)を鋳造しても、割れが完全にはなくならい。
そこで、本発明は、このような事情を考慮してなされた
ものであり、その目的は、割れのない精密鋳造品を鋳造
することを可能にしたチタンアルミナイト及び精密鋳造
方法を提供することにある。
ものであり、その目的は、割れのない精密鋳造品を鋳造
することを可能にしたチタンアルミナイト及び精密鋳造
方法を提供することにある。
[課題を解決するための手段]
本発明は、上記目的を達成するために、Alの重量%と
1゛iの重量%との比(All/Ti)が0.49〜0
.54の範囲にある不可避不純物を含むTiA、ll
2元系の合金に、下記式(I>を満足する重量%のVを
添加したものである。
1゛iの重量%との比(All/Ti)が0.49〜0
.54の範囲にある不可避不純物を含むTiA、ll
2元系の合金に、下記式(I>を満足する重量%のVを
添加したものである。
V= (14,3xAfJ/T i−6,69)±0.
2・・・(I)但し、V:重量% Al:Ti−Aff12元系でのAlの重量%Ti:T
i−A、112元系でのTiの重量%また、上記■を添
加した組成の合金を、約400〜600℃に設定された
鋳型に注湯して精密鋳造品を鋳造するようにしたもので
ある。
2・・・(I)但し、V:重量% Al:Ti−Aff12元系でのAlの重量%Ti:T
i−A、112元系でのTiの重量%また、上記■を添
加した組成の合金を、約400〜600℃に設定された
鋳型に注湯して精密鋳造品を鋳造するようにしたもので
ある。
[作 用]
本発明者は、精密鋳造に関する知見を基に、常温靭性改
善効果を有するいくつかの添加元素について種々の研究
開発を実施した結果、A、ll含有量と硬さとの関係、
1.5重量%の■を添加した合金のAJ) /Ti (
A、ll (重量%)とTi(重量%)との比)と硬
さとの関係、A、ll/Tiを変化させた場合の■添加
量と硬さとの関係等について検討し、これらの知見に基
づいてAl含有量の範囲及び第3元素の■の添加量をA
l/’I’iを因子とする計算式で特定したものである
。
善効果を有するいくつかの添加元素について種々の研究
開発を実施した結果、A、ll含有量と硬さとの関係、
1.5重量%の■を添加した合金のAJ) /Ti (
A、ll (重量%)とTi(重量%)との比)と硬
さとの関係、A、ll/Tiを変化させた場合の■添加
量と硬さとの関係等について検討し、これらの知見に基
づいてAl含有量の範囲及び第3元素の■の添加量をA
l/’I’iを因子とする計算式で特定したものである
。
先ず、Ti−Al12元系の合金についてみると、Al
の含有量の変化に対応して融点、凝固温度範囲が少し変
化する以外に、第3図に示すように、硬度(ビッカース
硬度(荷重;5kg))か大きく変化する。これらのこ
とは、インゴットあるいはビレットを焼鈍や恒温鍛造し
た後、各種特性値を調査する場合は顕在化しないのかも
知れないが、鋳造・冷却後すぐに鋳型を破壊して鋳造品
をとりだすプロセスでは極めて大きな影響があり、Ti
−Al2元系の合金で鋳造品が鋳造されたとしても割れ
が発生し、鋳物としてはまとまらない。
の含有量の変化に対応して融点、凝固温度範囲が少し変
化する以外に、第3図に示すように、硬度(ビッカース
硬度(荷重;5kg))か大きく変化する。これらのこ
とは、インゴットあるいはビレットを焼鈍や恒温鍛造し
た後、各種特性値を調査する場合は顕在化しないのかも
知れないが、鋳造・冷却後すぐに鋳型を破壊して鋳造品
をとりだすプロセスでは極めて大きな影響があり、Ti
−Al2元系の合金で鋳造品が鋳造されたとしても割れ
が発生し、鋳物としてはまとまらない。
次に、All/Tiを第3図と同じように保ちながら靭
性改善元系とされる■を1.5重量%添加した場合につ
いてみると、第4図に示すように、■の添加で硬度は平
行移動しているようにみられる。
性改善元系とされる■を1.5重量%添加した場合につ
いてみると、第4図に示すように、■の添加で硬度は平
行移動しているようにみられる。
尚、第4図中、点線は第3図と同じものを転写しなもの
でる。また、1.5重量%Vを添加しなTiA、0−V
系の合金で例えはタービンベーンを鋳造しても、割れの
発生は完全にはなくならない。
でる。また、1.5重量%Vを添加しなTiA、0−V
系の合金で例えはタービンベーンを鋳造しても、割れの
発生は完全にはなくならない。
これらのことから、■か添加されないものよりは、■が
添加されたもののほうか割れの発生がなくなることか分
かる。
添加されたもののほうか割れの発生がなくなることか分
かる。
そこで、All/Tiを変化させた場合の■添加量の硬
度に対する影響を調べた。この結果、特定のAl/Ti
に対し、第1図に示すように、硬度を減少させるV添加
量が異っていることと、鋳造品の割れかビッカース硬度
の)Iv300以下で防止されることか確かめられ、A
l含有量の範囲及び第3元素のVの添加量が後述のよう
に特定された。
度に対する影響を調べた。この結果、特定のAl/Ti
に対し、第1図に示すように、硬度を減少させるV添加
量が異っていることと、鋳造品の割れかビッカース硬度
の)Iv300以下で防止されることか確かめられ、A
l含有量の範囲及び第3元素のVの添加量が後述のよう
に特定された。
Al含有量の範囲については、Ti−Al12元系で約
33.0〜35.0%と特定された。換言すれば、A、
ll/Tiが0.49〜0.54の極めて狭い範囲であ
る。
33.0〜35.0%と特定された。換言すれば、A、
ll/Tiが0.49〜0.54の極めて狭い範囲であ
る。
これはひとつには、■の靭性改善効果がこの範囲で顕著
であること、ふたつめは、33%、lより少ない場合、
Ti3Alの出現量が多すぎて鋳造品に割れが発生しや
すく、また35%、!より多い場合、鋳造組織が粗大化
しやはり@遺品に割れが発生しやすいことによる。尚、
Ti−Al12元系の合金では、34%AI以上でVを
添加しなくともHv300以下であるが、8造品には割
れが発生ずる。
であること、ふたつめは、33%、lより少ない場合、
Ti3Alの出現量が多すぎて鋳造品に割れが発生しや
すく、また35%、!より多い場合、鋳造組織が粗大化
しやはり@遺品に割れが発生しやすいことによる。尚、
Ti−Al12元系の合金では、34%AI以上でVを
添加しなくともHv300以下であるが、8造品には割
れが発生ずる。
次に、■の添加量については、式
%式%)
A 、Q : T i−A L 2元系てのA、IQの
重量%T i : =I″i−A、02元系での1゛j
の重量%により特定された。これは、各AfJ/Tiの
最軟化点を結んだ領域てあり、各All/Tiの最も硬
度か低いところ及びその最も軟化点からV(重量%)添
加量−!: 0 、2の範囲内で割れの発生が確実に防
止されることによる。
重量%T i : =I″i−A、02元系での1゛j
の重量%により特定された。これは、各AfJ/Tiの
最軟化点を結んだ領域てあり、各All/Tiの最も硬
度か低いところ及びその最も軟化点からV(重量%)添
加量−!: 0 、2の範囲内で割れの発生が確実に防
止されることによる。
ここで、−例として’r’1−Al −V系及びT’
iAQ系の合金の組織を顕微鏡((m率が200倍)に
より示された第2図をみる。第2図の(a)は、本発明
(7) 範囲内ノ4fl成(65,77i−33,8人
j−0,5V)のミクロ組織を示すものであり、結晶粒
が微細化されていると共に、ラメラ−粗大粒と称される
ミクロ組織が分断されている。尚、硬度はHv 250
である。(b)は、65.0’ri−35,OAlの組
成のミクロ組織を示すものであり、ラメラ−粗大粒がみ
られる。
iAQ系の合金の組織を顕微鏡((m率が200倍)に
より示された第2図をみる。第2図の(a)は、本発明
(7) 範囲内ノ4fl成(65,77i−33,8人
j−0,5V)のミクロ組織を示すものであり、結晶粒
が微細化されていると共に、ラメラ−粗大粒と称される
ミクロ組織が分断されている。尚、硬度はHv 250
である。(b)は、65.0’ri−35,OAlの組
成のミクロ組織を示すものであり、ラメラ−粗大粒がみ
られる。
(C)は、66.0Ti−32,5Aター1.5Vの組
成のミクロ組織を示すものであり、(b)と同じラメラ
−粗大粒がみられる。尚、硬度はllv 376で30
0以上の高い硬度となる。
成のミクロ組織を示すものであり、(b)と同じラメラ
−粗大粒がみられる。尚、硬度はllv 376で30
0以上の高い硬度となる。
これらから、結晶粒が微細化されてラメラ−粗大粒が分
断されていることか、薄肉鋳物を割れずらくしている要
因と考えられる。ずなわぢ、ラメラ−粗大粒が薄肉の鋳
物に割れを発生させる要因であるからであり、単に■(
例えば1.5重量%のV)を添加するたけでは、特に肉
厚1 mm以下の薄肉鋳物では肉厚方向に結晶粒か数個
しか存在しないので、材質的な脆さと粗大結晶の利金せ
て鋳造品が割れやすくなる。
断されていることか、薄肉鋳物を割れずらくしている要
因と考えられる。ずなわぢ、ラメラ−粗大粒が薄肉の鋳
物に割れを発生させる要因であるからであり、単に■(
例えば1.5重量%のV)を添加するたけでは、特に肉
厚1 mm以下の薄肉鋳物では肉厚方向に結晶粒か数個
しか存在しないので、材質的な脆さと粗大結晶の利金せ
て鋳造品が割れやすくなる。
したがって、−上述の最軟化点を結んだ領域において、
結晶粒の微細化及びラメラ−粗大粒の分断が顕著に現れ
るので、割れのない精密B遺品を鋳造することができる
。なお、上述のA、J)含有量の範囲内でかつ1−rv
300以下である場合には、鋳造品によっては割れが発
生しないことがあるので、鋳造品に応じてトIv300
以下になるようにV添加量を特定するようにしてもよい
。
結晶粒の微細化及びラメラ−粗大粒の分断が顕著に現れ
るので、割れのない精密B遺品を鋳造することができる
。なお、上述のA、J)含有量の範囲内でかつ1−rv
300以下である場合には、鋳造品によっては割れが発
生しないことがあるので、鋳造品に応じてトIv300
以下になるようにV添加量を特定するようにしてもよい
。
また、上述の範囲内の組成の合金(チタンアルミナイト
)の溶湯を、約400〜・600℃に設定された鋳型に
注ぎ、薄肉や複雑形状の精密鋳造品を鋳造することて、
低い不良品発生率で鋳造品を鋳造することがてきる。
)の溶湯を、約400〜・600℃に設定された鋳型に
注ぎ、薄肉や複雑形状の精密鋳造品を鋳造することて、
低い不良品発生率で鋳造品を鋳造することがてきる。
これは、薄肉や複雑形状の精密鋳造品(例えばホイール
やタービンベーン)は、鋳造や切削どういう手段では成
形が困難もしくは不可能であるので、ロストワックス法
精密鋳造で鋳造されることが一般的てあり、鋳込まれる
合金の湯流れ性あるいは鋳型充満性が鋳物の不良品発生
率に影響するからである。
やタービンベーン)は、鋳造や切削どういう手段では成
形が困難もしくは不可能であるので、ロストワックス法
精密鋳造で鋳造されることが一般的てあり、鋳込まれる
合金の湯流れ性あるいは鋳型充満性が鋳物の不良品発生
率に影響するからである。
すなわち、本発明に係るチタンアルミナイトの場合も、
常温靭性を改善するとはいえ、融点を上昇させたり、凝
固温度範囲を広げたり融解潜熱を減少させたりする第3
元素が添加されている場合には、丸棒や引張試験片のよ
うな単純形状の鋳物はともかく、不良品発生率が低い状
態で薄肉や複雑形状の鋳物を作ることは難しい。また、
本発明で特定したA、G/Tiの範囲では、第5図に示
すように1.lの重量%か50%以下のTi−Al2元
系の中では最も凝固温度範囲が広く約50〜55℃てあ
り湯流れ性(鋳型充満性)の点では不利であり る。事実、本発明に係るチタンアルミナイトで薄肉の@
造品を@造すると、特に翼の厚さか0.8mm以下等の
薄肉のものは健全な鋳造品を得雑い。
常温靭性を改善するとはいえ、融点を上昇させたり、凝
固温度範囲を広げたり融解潜熱を減少させたりする第3
元素が添加されている場合には、丸棒や引張試験片のよ
うな単純形状の鋳物はともかく、不良品発生率が低い状
態で薄肉や複雑形状の鋳物を作ることは難しい。また、
本発明で特定したA、G/Tiの範囲では、第5図に示
すように1.lの重量%か50%以下のTi−Al2元
系の中では最も凝固温度範囲が広く約50〜55℃てあ
り湯流れ性(鋳型充満性)の点では不利であり る。事実、本発明に係るチタンアルミナイトで薄肉の@
造品を@造すると、特に翼の厚さか0.8mm以下等の
薄肉のものは健全な鋳造品を得雑い。
要するに、溶湯を鋳型のずみずみまで充満さぜるには鋳
型温度の下限が存在し、かつチタンアルミナイトも活性
金属である1゛iを主体とする材質であるから鋳型反応
の点や鋳造組織の粗大化の点から鋳型温度の上限か存在
する。このなめ、ロストワックス法精密鋳造で坊遣晶を
鋳造する工程での鋳型の温度を400〜600℃に設定
することにより、溶湯の湯流れ性か改善されるので、肢
小肉yソーが0.3mm位までの精密鋳造品を低い不良
品発生率で鋳造することかできる。尚、ロストワックス
法精密銚遣工程における鋳型温度以外の鋳造条件は従来
と同じである。
型温度の下限が存在し、かつチタンアルミナイトも活性
金属である1゛iを主体とする材質であるから鋳型反応
の点や鋳造組織の粗大化の点から鋳型温度の上限か存在
する。このなめ、ロストワックス法精密鋳造で坊遣晶を
鋳造する工程での鋳型の温度を400〜600℃に設定
することにより、溶湯の湯流れ性か改善されるので、肢
小肉yソーが0.3mm位までの精密鋳造品を低い不良
品発生率で鋳造することかできる。尚、ロストワックス
法精密銚遣工程における鋳型温度以外の鋳造条件は従来
と同じである。
このように従来の提案ではふれられていなかった鋳造品
の割れ、湯流れ性の点から、Al/Ti及びVの添加量
と鋳型温度とを検討し、薄肉や複雑形状の精密鋳造品を
歩留りよく鋳造することかできる有効範囲を見い出した
。尚、りj型温度は、特に肉厚が薄い鋳物に対するもの
であって、例えば最小肉厚が111n以上の鋳物や単純
形状の鋳物では400〜600℃に特定する必要がない
。また、T i系の合金の靭性を阻害するいわゆる不純
物元素は本発明によっても排除されることはないので不
純物元素量はできるだけ少ない方が望ましい。
の割れ、湯流れ性の点から、Al/Ti及びVの添加量
と鋳型温度とを検討し、薄肉や複雑形状の精密鋳造品を
歩留りよく鋳造することかできる有効範囲を見い出した
。尚、りj型温度は、特に肉厚が薄い鋳物に対するもの
であって、例えば最小肉厚が111n以上の鋳物や単純
形状の鋳物では400〜600℃に特定する必要がない
。また、T i系の合金の靭性を阻害するいわゆる不純
物元素は本発明によっても排除されることはないので不
純物元素量はできるだけ少ない方が望ましい。
[実施例]
以下、本発明の詳細な説明する。
第1表に示される組成のTi−Al−V系の合金を通常
の溶融炉で溶融調整し、この溶湯をロストワックス法に
よるシェル鋳型に注ぎ、タービンベーンA、Bを鋳造し
な。これら鋳造品A、Bの鋳放し状態での常温強度及び
常温伸びを測定すると共に、鋳造品の割れについて調べ
た結果を第1表に示す。
の溶融炉で溶融調整し、この溶湯をロストワックス法に
よるシェル鋳型に注ぎ、タービンベーンA、Bを鋳造し
な。これら鋳造品A、Bの鋳放し状態での常温強度及び
常温伸びを測定すると共に、鋳造品の割れについて調べ
た結果を第1表に示す。
第1表
第1表に示される結果から本発明の範囲を満たす鋳造品
Aでは、常温で0.2%耐力を越えるまで不安定破壊す
ることがないと共に、鋳造品には割れが発生しないが、
本発明の範囲から外れた組成の鋳造品Bでは、0.2%
耐力を越えるまでに不安定破壊すると共に、鋳造品には
割れが発生することが多い。また、常温での伸びは、鋳
造品Aの方が鋳造品Bの約3倍であり、鋳造品Aは鋳造
品Bに比べて靭性に富んでいる。
Aでは、常温で0.2%耐力を越えるまで不安定破壊す
ることがないと共に、鋳造品には割れが発生しないが、
本発明の範囲から外れた組成の鋳造品Bでは、0.2%
耐力を越えるまでに不安定破壊すると共に、鋳造品には
割れが発生することが多い。また、常温での伸びは、鋳
造品Aの方が鋳造品Bの約3倍であり、鋳造品Aは鋳造
品Bに比べて靭性に富んでいる。
したがって、本発明の範囲を満たすチタンアルミナイト
による鋳造品は、割れがなく、しかも常温強度及び常温
靭性を有することになるので、薄肉や複雑形状の精密鋳
造品(例えば、ホイールやタービンベーン)の材料とし
てチタンアルミナイトが適用可能となる。
による鋳造品は、割れがなく、しかも常温強度及び常温
靭性を有することになるので、薄肉や複雑形状の精密鋳
造品(例えば、ホイールやタービンベーン)の材料とし
てチタンアルミナイトが適用可能となる。
また、鋳造工程における鋳型の温度を400〜600℃
に設定すると、チタンアルミナイトの溶湯の鋳造充満性
が良くなり、薄肉精密鋳造品であるタービンベーンを容
易に鋳造することかできた。
に設定すると、チタンアルミナイトの溶湯の鋳造充満性
が良くなり、薄肉精密鋳造品であるタービンベーンを容
易に鋳造することかできた。
[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。
発揮する。
(1)割れのない精密鋳造品を鋳造できる。
(2) 400〜600℃に鋳型の温度を設定するこ
とで、チタンアルミナイトの溶湯の鋳造充満が確実にさ
れて、薄肉複雑形状の精密鋳造品を低い不良品発生率で
鋳造できる。
とで、チタンアルミナイトの溶湯の鋳造充満が確実にさ
れて、薄肉複雑形状の精密鋳造品を低い不良品発生率で
鋳造できる。
第1図は各種A、Il/T”i(重量比)のV添加量に
対する硬さの関係を示す図、第2図は合金の金属組織を
示す図、第3図はTi−AJ系2元系におりるAfJの
含有量と硬さとの関係を示す図、第4図は1.5重量%
Vを添加したA、ll/Tiと硬さとの関係を示す図、
第5図はTi八へ2元系の平衡状態を示す図である。 特許出願人 石川島播磨重工業株式会社代理人弁理士
絹 谷 信 雄(外1名) 6〜5靭)lγゴY−&へコ とことノγ巳″f
対する硬さの関係を示す図、第2図は合金の金属組織を
示す図、第3図はTi−AJ系2元系におりるAfJの
含有量と硬さとの関係を示す図、第4図は1.5重量%
Vを添加したA、ll/Tiと硬さとの関係を示す図、
第5図はTi八へ2元系の平衡状態を示す図である。 特許出願人 石川島播磨重工業株式会社代理人弁理士
絹 谷 信 雄(外1名) 6〜5靭)lγゴY−&へコ とことノγ巳″f
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Alの重量%とTiの重量%との比(Al/Ti)
が0.49〜0.54の範囲にある不可避不純物を含む
Ti−Al2元系の合金に、下記式( I )を満足する
重量%のVを添加したものからなることを特徴とするチ
タンアルミナイト。 V=(14.3×Al/Ti−6.69)±0.2(
I )但し、V:重量% Al:Ti−Al2元系でのAlの重量% Ti:Ti−Al2元系でのTiの重量% 2、上記合金を、約400〜600℃に設定された鋳型
に注湯して精密鋳造品を鋳造するようにしたことを特徴
とする精密鋳造方法。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21584690A JPH0499841A (ja) | 1990-08-17 | 1990-08-17 | チタンアルミナイド及び精密鋳造方法 |
DE69131791T DE69131791T2 (de) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanaluminiden und daraus hergestellte Präzisionsgussteile |
EP91112742A EP0469525B1 (en) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
EP94108561A EP0620287B1 (en) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
DE69118459T DE69118459T2 (de) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanaluminiden und daraus hergestellte Präzisionsgussteile |
US07/737,953 US5296055A (en) | 1990-07-31 | 1991-07-30 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21584690A JPH0499841A (ja) | 1990-08-17 | 1990-08-17 | チタンアルミナイド及び精密鋳造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0499841A true JPH0499841A (ja) | 1992-03-31 |
Family
ID=16679243
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21584690A Pending JPH0499841A (ja) | 1990-07-31 | 1990-08-17 | チタンアルミナイド及び精密鋳造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0499841A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2015205325A (ja) * | 2014-04-22 | 2015-11-19 | 株式会社Ihi | TiAl合金の鋳造方法 |
-
1990
- 1990-08-17 JP JP21584690A patent/JPH0499841A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2015205325A (ja) * | 2014-04-22 | 2015-11-19 | 株式会社Ihi | TiAl合金の鋳造方法 |
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