JPH07242967A - 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 - Google Patents
高温高強度ＴｉＡｌ基合金Info
- Publication number
- JPH07242967A JPH07242967A JP6054807A JP5480794A JPH07242967A JP H07242967 A JPH07242967 A JP H07242967A JP 6054807 A JP6054807 A JP 6054807A JP 5480794 A JP5480794 A JP 5480794A JP H07242967 A JPH07242967 A JP H07242967A
- Authority
- JP
- Japan
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- phase
- alloy
- high temperature
- mol
- tial
- Prior art date
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- Granted
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Classifications
-
- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 軽量耐熱材料の常温伸びを十分に確保しつ
つ、高温強度特性を向上させる。 【構成】 Ｔｉを４６〜５４モル％及びＡｌを４６〜５
２モル％含有させ、さらにＳｂを０．１〜１モル％添加
するとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元素を０
〜３モル％、あるいはＨｆ及びＺｒを合計で０〜３モル
％添加して、γ相，α2 相及びＳｂ−rich相の３相を共
存させる。
つ、高温強度特性を向上させる。 【構成】 Ｔｉを４６〜５４モル％及びＡｌを４６〜５
２モル％含有させ、さらにＳｂを０．１〜１モル％添加
するとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元素を０
〜３モル％、あるいはＨｆ及びＺｒを合計で０〜３モル
％添加して、γ相，α2 相及びＳｂ−rich相の３相を共
存させる。
Description
【産業上の利用分野】この発明は、高温高強度ＴｉＡｌ
基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明
は、十分な常温伸びを有するとともに、高温強度特性に
も優れたＴｉＡｌ基合金に関するものである。
基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明
は、十分な常温伸びを有するとともに、高温強度特性に
も優れたＴｉＡｌ基合金に関するものである。
【従来の技術とその課題】耐熱材料の軽量化は、航空・
宇宙関連機器やエンジン機器などのエネルギー効率の向
上に重要とされている。このため、従来より、Ｔｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物が候補材料として注目されており、そ
の実用化への検討が精力的になされてきている。そし
て、ＴｉＡｌ系合金については、これまでにその実用化
に際して障害となる常温延性や成形加工性などの諸問題
が克服されつつあり、現在では、より向上させた高温強
度特性の開発が要望されている。このようなＴｉＡｌ系
合金の高温高強度化に向けて、従来では、Ｃ，Ｎ，Ｏ等
の添加によって微細粒子を析出させたり、あるいはＮ
ｂ，Ｔａ等の元素を３〜１０％固溶させるなどの試みが
行われている。しかしながら、前者の場合には、析出す
る微粒子が１０００℃程度の高温において不安定とな
り、高温高強度の実現は達成されていないのが実情であ
り、後者の場合には、一応、高温高強度特性が実現され
てはいるものの、実用化に際しては、製造コスト並びに
軽量化の点において改善される必要がある。この他、Ｔ
ｉＢ2 の分散強化という手法も提案されているが、実際
には、サブミクロンの微細粒子の分散に成功してはいな
い。この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたも
のであり、従来のＴｉＡｌ系合金の欠点を解消し、２％
以上の十分な常温伸びを確保しながらも、高温高強度化
を図ることができ、しかもそれを経済的に実現すること
のできる、高温高強度ＴｉＡｌ基合金を提供することを
目的としている。
宇宙関連機器やエンジン機器などのエネルギー効率の向
上に重要とされている。このため、従来より、Ｔｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物が候補材料として注目されており、そ
の実用化への検討が精力的になされてきている。そし
て、ＴｉＡｌ系合金については、これまでにその実用化
に際して障害となる常温延性や成形加工性などの諸問題
が克服されつつあり、現在では、より向上させた高温強
度特性の開発が要望されている。このようなＴｉＡｌ系
合金の高温高強度化に向けて、従来では、Ｃ，Ｎ，Ｏ等
の添加によって微細粒子を析出させたり、あるいはＮ
ｂ，Ｔａ等の元素を３〜１０％固溶させるなどの試みが
行われている。しかしながら、前者の場合には、析出す
る微粒子が１０００℃程度の高温において不安定とな
り、高温高強度の実現は達成されていないのが実情であ
り、後者の場合には、一応、高温高強度特性が実現され
てはいるものの、実用化に際しては、製造コスト並びに
軽量化の点において改善される必要がある。この他、Ｔ
ｉＢ2 の分散強化という手法も提案されているが、実際
には、サブミクロンの微細粒子の分散に成功してはいな
い。この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたも
のであり、従来のＴｉＡｌ系合金の欠点を解消し、２％
以上の十分な常温伸びを確保しながらも、高温高強度化
を図ることができ、しかもそれを経済的に実現すること
のできる、高温高強度ＴｉＡｌ基合金を提供することを
目的としている。
【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するものとして、Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡ
ｌが４６〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であっ
て、このＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添
加されるとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元
素、あるいはＨｆ及びＺｒが合計で０〜３モル％添加さ
れ、γ相，α2 相及びＳｂ−rich相の３相が共存してい
ることを特徴とする高温高強度ＴｉＡｌ基合金を提供す
る。また、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金は、常
温延性を確保するために、α2 相及び微細粒のＳｂ−ri
ch相が体積％で、各々、２〜10％の割合でγ相とともに
共存することをその好適な一態様としてもいる。
を解決するものとして、Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡ
ｌが４６〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であっ
て、このＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添
加されるとともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元
素、あるいはＨｆ及びＺｒが合計で０〜３モル％添加さ
れ、γ相，α2 相及びＳｂ−rich相の３相が共存してい
ることを特徴とする高温高強度ＴｉＡｌ基合金を提供す
る。また、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金は、常
温延性を確保するために、α2 相及び微細粒のＳｂ−ri
ch相が体積％で、各々、２〜10％の割合でγ相とともに
共存することをその好適な一態様としてもいる。
【作用】上記の通りのこの発明の合金においては、軽量
耐熱材料として従来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の
１０００〜１１００℃における高温強度と比較して、極
めて高い値を示し、通常のアーク溶解法等により製造で
き、しかも常温においてＴｉＡｌ−γ単相合金より優
れ、実用化に必要となる２％以上の伸びを有する。すな
わち、この合金は、γ相（Ｌ１0 構造）をベースとし、
α2 相（ＤＯ19構造）およびＳｂ−rich相（Ｃ16構造）
の３相が共存する組成であるために、この材料の使用温
度範囲（１１００℃以下）において組織は極めて安定で
ある。また、１１００〜１３５０℃における熱処理によ
り、サブミクロンの微細粒Ｓｂ−rich相の分散と適量の
板状α2 相の生成が容易に形成され、常温延性と高温・
高強度特性を兼備えている。さらに詳しく説明すると、
Ｔｉを４６〜５４モル％及びＡｌを４６〜５２モル％含
有するＴｉＡｌ基合金において、γ相（Ｌ１0 構造）を
ベースとして板状のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相，ＤＯ19構
造）が析出するため、常温伸びを２％以上有し、常温延
性を十分に確保することができる。そして、このα2 相
は、体積％で２〜１０％合金中に含まれていることが常
温延性の確保には望ましい。また、０．１〜１モル％と
いう少量のＳｂの添加により、合金の固溶強化ととも
に、たとえば１０〜４０ｎｍ程度のサブミクロンの微細
なＳｂ−rich相（Ｃ16構造）粒子が変形転位を固着させ
るため、１０００℃以上における高温強度が向上する。
一方、Ｓｂを１モル％よりも多量に添加してしまうと、
Ｓｂ−rich相粒子が粗大化し、変形転位の固着が不可能
となる。さらにまた、上記の通り、Ｈｆ又はＺｒのいず
れか１種、あるいはその両方が合計で０〜３モル％の範
囲で少量添加されることによって、上記のＳｂ−rich相
の分散がより一層微細となる。一方、３モル％よりも多
量に添加すると、α2 相の析出を増大させ、しかもＳｂ
−rich相粒子の粗大をも引き起こし、１０００℃以上に
おける高温強度が低下してしまう。なお、高温高強度特
性を確保するためには、微細粒のＳｂ−rich相は、α2
相と同様に、体積％で２〜１０％合金中に含有されてい
ることが好ましい。以上のＨｆとＺｒは、ともにＴｉと
同じＩＶＡ族に属し、化学的に非常に類似した性質を有
している。このため、いずれか一方、あるいはその内の
一部を他方で置換しても同様の作用効果が得られる。こ
のように、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金におい
ては、γ相をベースとしてα2 相及びＳｂ−rich相の３
相が共存し、その結果、たとえば１１００℃以下の使用
温度範囲においてもその組織がきわめて安定となる。こ
のようなＴｉＡｌ基合金については、１１００〜１３５
０℃での熱処理によって、Ｓｂ−rich相の分散と適量の
α2 相とが容易に生成する。このため、この発明の高温
高強度ＴｉＡｌ基合金は、その製造が容易でもある。さ
らにこの発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金には、Ｓｎ，
Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択される少なくとも１種
以上の元素を少量添加することも可能である。すなわ
ち、Ｓｎ，Ｍｎ又はＳｉを単独で、あるいはＳｎ及びＭ
ｎ，Ｓｎ及びＳｉ又はＭｎ及びＳｉの２種元素を混合さ
せて、もしくはＳｎ，Ｍｎ及びＳｉの３種の元素を混合
させて合金に添加することができる。その添加量は、た
とえば０〜３モル％とすることができる。これらの元素
は、α2 相の界面転位密度の増加に寄与することが知ら
れており、その添加によってより大きな常温延性の確保
に有益と考えられる。
耐熱材料として従来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の
１０００〜１１００℃における高温強度と比較して、極
めて高い値を示し、通常のアーク溶解法等により製造で
き、しかも常温においてＴｉＡｌ−γ単相合金より優
れ、実用化に必要となる２％以上の伸びを有する。すな
わち、この合金は、γ相（Ｌ１0 構造）をベースとし、
α2 相（ＤＯ19構造）およびＳｂ−rich相（Ｃ16構造）
の３相が共存する組成であるために、この材料の使用温
度範囲（１１００℃以下）において組織は極めて安定で
ある。また、１１００〜１３５０℃における熱処理によ
り、サブミクロンの微細粒Ｓｂ−rich相の分散と適量の
板状α2 相の生成が容易に形成され、常温延性と高温・
高強度特性を兼備えている。さらに詳しく説明すると、
Ｔｉを４６〜５４モル％及びＡｌを４６〜５２モル％含
有するＴｉＡｌ基合金において、γ相（Ｌ１0 構造）を
ベースとして板状のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相，ＤＯ19構
造）が析出するため、常温伸びを２％以上有し、常温延
性を十分に確保することができる。そして、このα2 相
は、体積％で２〜１０％合金中に含まれていることが常
温延性の確保には望ましい。また、０．１〜１モル％と
いう少量のＳｂの添加により、合金の固溶強化ととも
に、たとえば１０〜４０ｎｍ程度のサブミクロンの微細
なＳｂ−rich相（Ｃ16構造）粒子が変形転位を固着させ
るため、１０００℃以上における高温強度が向上する。
一方、Ｓｂを１モル％よりも多量に添加してしまうと、
Ｓｂ−rich相粒子が粗大化し、変形転位の固着が不可能
となる。さらにまた、上記の通り、Ｈｆ又はＺｒのいず
れか１種、あるいはその両方が合計で０〜３モル％の範
囲で少量添加されることによって、上記のＳｂ−rich相
の分散がより一層微細となる。一方、３モル％よりも多
量に添加すると、α2 相の析出を増大させ、しかもＳｂ
−rich相粒子の粗大をも引き起こし、１０００℃以上に
おける高温強度が低下してしまう。なお、高温高強度特
性を確保するためには、微細粒のＳｂ−rich相は、α2
相と同様に、体積％で２〜１０％合金中に含有されてい
ることが好ましい。以上のＨｆとＺｒは、ともにＴｉと
同じＩＶＡ族に属し、化学的に非常に類似した性質を有
している。このため、いずれか一方、あるいはその内の
一部を他方で置換しても同様の作用効果が得られる。こ
のように、この発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金におい
ては、γ相をベースとしてα2 相及びＳｂ−rich相の３
相が共存し、その結果、たとえば１１００℃以下の使用
温度範囲においてもその組織がきわめて安定となる。こ
のようなＴｉＡｌ基合金については、１１００〜１３５
０℃での熱処理によって、Ｓｂ−rich相の分散と適量の
α2 相とが容易に生成する。このため、この発明の高温
高強度ＴｉＡｌ基合金は、その製造が容易でもある。さ
らにこの発明の高温高強度ＴｉＡｌ基合金には、Ｓｎ，
Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択される少なくとも１種
以上の元素を少量添加することも可能である。すなわ
ち、Ｓｎ，Ｍｎ又はＳｉを単独で、あるいはＳｎ及びＭ
ｎ，Ｓｎ及びＳｉ又はＭｎ及びＳｉの２種元素を混合さ
せて、もしくはＳｎ，Ｍｎ及びＳｉの３種の元素を混合
させて合金に添加することができる。その添加量は、た
とえば０〜３モル％とすることができる。これらの元素
は、α2 相の界面転位密度の増加に寄与することが知ら
れており、その添加によってより大きな常温延性の確保
に有益と考えられる。
【実施例】以下実施例を示し、この発明の高温高強度Ｔ
ｉＡｌ基合金についてさらに詳しく説明する。実施例１ Ｔｉ，Ａｌ及びＳｂをモル％として各々５０，４９．６
及び０．４含有させたアルゴン雰囲気アーク溶解材につ
いて１２００℃で３時間の均質化熱処理を加えた。この
合金材の１２００℃における平衡状態図での位置は、図
１中に黒丸で示されている。この合金材の組織観察を行
ったところ、図２に示した通り、γ相をベースとして、
体積率で２〜８％程度のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）と、２〜
９％程度のＳｂ−rich相とが析出物として含まれている
ことが確認された。また、γ平均結晶粒径は１００μｍ
程度であった。このような合金材は、常温において２．
３％の伸びを示し、１０００及び１１００℃における高
温強度（耐力）は、それぞれ２３０ＭＰａ及び１６０Ｍ
Ｐａであった。少量のＳｂの添加により高温強度が向上
するのは固溶強化と、図３の１０００℃において変形し
た圧縮試験後の塑性変形の様子にも見られるように、１
０−４０ｎｍのＳｂ相粒子が変形転位を固着させること
によるものと考えられる。多量に添加すると、Ｓｂ相粒
子は粗大となり、変形転位の固着は生じなくなる。２．
３％程度の常温伸びを得るには２−１０％程度のα
2 相、すなわちＴｉ3Ａｌ相の存在は有効であり、その
ためには１０００−１３３０℃の温度範囲で１時間以上
の熱処理を行うことが望ましい。軽量耐熱材料として従
来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の１０００及び１１
００℃における高温強度よりもきわめて高い値を示し、
常温延性を確保しながら、高温強度にも優れた合金材で
あることが確認された。なお、図４は、従来公知のＮｉ
基スーパーアロイ（ＭＡ６０００）とこの発明の合金と
を比較したもので、この発明の合金の優れた特性がよく
示されている。 実施例２ Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｂ及びＨｆをモル％として各々４９，４
９．６，０．４及び１含有させたアルゴン雰囲気アーク
溶解材について１２００℃で３時間の均質化熱処理を加
えた。この合金材の組織観察を行ったところ、図５に示
した通り、合金組織は実施例１のものとほぼ同様であっ
たが、析出物の体積率が、３−９％と僅かに増加してい
た。この合金材は、常温において２％の伸びを示し、１
０００及び１１００℃における高温強度は、それぞれ２
５０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであった。常温延性を保持
しつつ、高温強度にも優れた合金材であることが確認さ
れた。実施例１の合金には１ａｔ％程度のＨｆの添加
は、Ｓｂ相の分散を更に微細にする効果があり、その結
果高温強度が向上する。３ａｔ％以上のＨｆの添加はＴ
ｉ3 Ａｌ相を著しく増大させ、かつＳｂ相粒子の粗大化
を生じ、高温強度を低下させる。実施例３ ＨｆをＺｒに代えた他は実施例２と同様にして合金材を
作成した。合金組織は、実施例２で作成した合金の組織
と著しく類似していた。常温伸びは２％で、１０００及
び１１００℃における高温強度は、それぞれ２５０ＭＰ
ａ及び１５０ＭＰａであった。Ｚｒの添加によっても常
温延性とともに高温強度にも優れた合金材が作成可能で
あることが確認された。従って、Ｈｆの一部をＺｒで置
換しても同様に結果が得られるものと考えられる。比較例 比較のために、Ｓｂ，Ｈｆ及びＺｒを添加せずに、Ｔｉ
及びＡｌをモル％としてそれぞれ５０含有させたアルゴ
ン雰囲気アーク溶解材について１２００℃で３時間の均
質化熱処理を加えた。得られた合金組織は、図６に示し
た通りのものであった。常温において２．３％の伸びを
示したが、１０００及び１１００℃における高温強度
は、高々１６０ＭＰａ及び８０ＭＰａでしかなかった。
もちろんこの発明は、以上の例によって限定されるもの
ではない。
ｉＡｌ基合金についてさらに詳しく説明する。実施例１ Ｔｉ，Ａｌ及びＳｂをモル％として各々５０，４９．６
及び０．４含有させたアルゴン雰囲気アーク溶解材につ
いて１２００℃で３時間の均質化熱処理を加えた。この
合金材の１２００℃における平衡状態図での位置は、図
１中に黒丸で示されている。この合金材の組織観察を行
ったところ、図２に示した通り、γ相をベースとして、
体積率で２〜８％程度のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）と、２〜
９％程度のＳｂ−rich相とが析出物として含まれている
ことが確認された。また、γ平均結晶粒径は１００μｍ
程度であった。このような合金材は、常温において２．
３％の伸びを示し、１０００及び１１００℃における高
温強度（耐力）は、それぞれ２３０ＭＰａ及び１６０Ｍ
Ｐａであった。少量のＳｂの添加により高温強度が向上
するのは固溶強化と、図３の１０００℃において変形し
た圧縮試験後の塑性変形の様子にも見られるように、１
０−４０ｎｍのＳｂ相粒子が変形転位を固着させること
によるものと考えられる。多量に添加すると、Ｓｂ相粒
子は粗大となり、変形転位の固着は生じなくなる。２．
３％程度の常温伸びを得るには２−１０％程度のα
2 相、すなわちＴｉ3Ａｌ相の存在は有効であり、その
ためには１０００−１３３０℃の温度範囲で１時間以上
の熱処理を行うことが望ましい。軽量耐熱材料として従
来知られているＴｉ−Ａｌ系化合物の１０００及び１１
００℃における高温強度よりもきわめて高い値を示し、
常温延性を確保しながら、高温強度にも優れた合金材で
あることが確認された。なお、図４は、従来公知のＮｉ
基スーパーアロイ（ＭＡ６０００）とこの発明の合金と
を比較したもので、この発明の合金の優れた特性がよく
示されている。 実施例２ Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｂ及びＨｆをモル％として各々４９，４
９．６，０．４及び１含有させたアルゴン雰囲気アーク
溶解材について１２００℃で３時間の均質化熱処理を加
えた。この合金材の組織観察を行ったところ、図５に示
した通り、合金組織は実施例１のものとほぼ同様であっ
たが、析出物の体積率が、３−９％と僅かに増加してい
た。この合金材は、常温において２％の伸びを示し、１
０００及び１１００℃における高温強度は、それぞれ２
５０ＭＰａ及び１６０ＭＰａであった。常温延性を保持
しつつ、高温強度にも優れた合金材であることが確認さ
れた。実施例１の合金には１ａｔ％程度のＨｆの添加
は、Ｓｂ相の分散を更に微細にする効果があり、その結
果高温強度が向上する。３ａｔ％以上のＨｆの添加はＴ
ｉ3 Ａｌ相を著しく増大させ、かつＳｂ相粒子の粗大化
を生じ、高温強度を低下させる。実施例３ ＨｆをＺｒに代えた他は実施例２と同様にして合金材を
作成した。合金組織は、実施例２で作成した合金の組織
と著しく類似していた。常温伸びは２％で、１０００及
び１１００℃における高温強度は、それぞれ２５０ＭＰ
ａ及び１５０ＭＰａであった。Ｚｒの添加によっても常
温延性とともに高温強度にも優れた合金材が作成可能で
あることが確認された。従って、Ｈｆの一部をＺｒで置
換しても同様に結果が得られるものと考えられる。比較例 比較のために、Ｓｂ，Ｈｆ及びＺｒを添加せずに、Ｔｉ
及びＡｌをモル％としてそれぞれ５０含有させたアルゴ
ン雰囲気アーク溶解材について１２００℃で３時間の均
質化熱処理を加えた。得られた合金組織は、図６に示し
た通りのものであった。常温において２．３％の伸びを
示したが、１０００及び１１００℃における高温強度
は、高々１６０ＭＰａ及び８０ＭＰａでしかなかった。
もちろんこの発明は、以上の例によって限定されるもの
ではない。
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明によ
って、常温延性を十分に保持しつつ、高温強度に優れた
新しい実用的な軽量耐熱合金材が提供される。その製造
は容易であることや、製造コストの低減が図れ、経済性
にも優れる。航空・宇宙関連機器やエンジン機器などの
エネルギー効率の向上に寄与する。
って、常温延性を十分に保持しつつ、高温強度に優れた
新しい実用的な軽量耐熱合金材が提供される。その製造
は容易であることや、製造コストの低減が図れ、経済性
にも優れる。航空・宇宙関連機器やエンジン機器などの
エネルギー効率の向上に寄与する。
【図１】Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｂ３元系の１２００℃における
平衡状態図である。
平衡状態図である。
【図２】この発明の実施例１の合金の組織を示した図面
に代わる写真である。
に代わる写真である。
【図３】この発明の合金の塑性変形の様子を示した組織
の図面に代わる写真である。
の図面に代わる写真である。
【図４】従来合金との比較を示した特性図である。
【図５】実施例２の合金の組織を示した図面に代わる写
真である。
真である。
【図６】実施例３の合金の組織を示した図面の代わる写
真である。
真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 土肥 晴夫 東京都目黒区中目黒２丁目３番12号 科学 技術庁金属材料技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｔｉが４６〜５４モル％及びＡｌが４６
〜５２モル％含有されたＴｉＡｌ基合金であって、この
ＴｉＡｌ基合金にはＳｂが０．１〜１モル％添加される
とともに、Ｈｆ又はＺｒのいずれか１種の元素、あるい
はＨｆおよびＺｒが合計で０〜３モル％添加され、γ
相、α2 相及びＳｂ−rich相の３相が共存していること
を特徴とする高温高強度ＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項２】 α2 相及び微細粒のＳｂ−rich相が体積
％で、各々、２〜１０％の割合でγ相とともに共存する
請求項１記載のＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項３】 Ｓｎ，Ｍｎ及びＳｉからなる群から選択
される少くとも１種の元素が０〜３モル％添加されてい
る請求項１記載のＴｉＡｌ基合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6054807A JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
| US08/398,174 US5542992A (en) | 1994-03-02 | 1995-03-02 | Tial base alloy having high strength performance at high temperature |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6054807A JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07242967A true JPH07242967A (ja) | 1995-09-19 |
| JP2903102B2 JP2903102B2 (ja) | 1999-06-07 |
Family
ID=12981006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6054807A Expired - Lifetime JP2903102B2 (ja) | 1994-03-02 | 1994-03-02 | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5542992A (ja) |
| JP (1) | JP2903102B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB0215563D0 (en) * | 2002-07-05 | 2002-08-14 | Rolls Royce Plc | A method of heat treating titanium aluminide |
| AU2003259282A1 (en) * | 2002-07-29 | 2004-02-16 | Wake Forest University | Cardiac diagnostics using time compensated stress test cardiac mri imaging and systems for cardiac diagnostics |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02163333A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | ＴｉＡｌ金属間化合物とその製造方法 |
| JPH03197634A (ja) * | 1989-12-25 | 1991-08-29 | Nippon Steel Corp | 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA621884A (en) * | 1961-06-13 | I. Jaffee Robert | Titanium-high aluminum alloys | |
| CA595980A (en) * | 1960-04-12 | Crucible Steel Company Of America | Titanium-aluminum alloys | |
| GB782503A (en) * | 1953-12-18 | 1957-09-11 | Rem Cru Titanium Inc | Improvements in or relating to titanium-aluminium base alloys |
-
1994
- 1994-03-02 JP JP6054807A patent/JP2903102B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-03-02 US US08/398,174 patent/US5542992A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02163333A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | ＴｉＡｌ金属間化合物とその製造方法 |
| JPH03197634A (ja) * | 1989-12-25 | 1991-08-29 | Nippon Steel Corp | 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2903102B2 (ja) | 1999-06-07 |
| US5542992A (en) | 1996-08-06 |
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