JPH1180866A - 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 - Google Patents
低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH1180866A JPH1180866A JP9239227A JP23922797A JPH1180866A JP H1180866 A JPH1180866 A JP H1180866A JP 9239227 A JP9239227 A JP 9239227A JP 23922797 A JP23922797 A JP 23922797A JP H1180866 A JPH1180866 A JP H1180866A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- intermetallic compound
- toughness
- phases
- temperature strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 宇宙環境で使用される航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、エンジン若しくはタービン等の部品
材、原子炉システムの炉心材料、核融合炉の炉心構造材
料、又は原子炉容器、中性子用導管若しくは中性子遮蔽
容器等の構造材料に最適な低温で強度・靭性に富む金属
間化合物。 【解決手段】 Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｎｂ及び／又はＷ）を主成分とし、且つＢ２（β）相、
γ相及びα2相の３相から成る相を主な相とする低温強
度と靭性とを有する金属間化合物であり、それが真空ア
ーク溶解、電子ビーム溶解又は粉末冶金法等の種々の製
造法と８００−１０００℃での恒温鍛造又は押出し加工
処理を組み合わせることにより製造される。
ト等の機器部材、エンジン若しくはタービン等の部品
材、原子炉システムの炉心材料、核融合炉の炉心構造材
料、又は原子炉容器、中性子用導管若しくは中性子遮蔽
容器等の構造材料に最適な低温で強度・靭性に富む金属
間化合物。 【解決手段】 Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｎｂ及び／又はＷ）を主成分とし、且つＢ２（β）相、
γ相及びα2相の３相から成る相を主な相とする低温強
度と靭性とを有する金属間化合物であり、それが真空ア
ーク溶解、電子ビーム溶解又は粉末冶金法等の種々の製
造法と８００−１０００℃での恒温鍛造又は押出し加工
処理を組み合わせることにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、宇宙環境で使用される
航空機若しくはロケット等の機器部材、エンジン若しく
はタービン等の部品材、原子炉システムの炉心材料、核
融合炉の炉心構造材料、又は原子炉容器、中性子用導管
若しくは中性子遮蔽容器等の構造材料に最適な低温強度
・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法に関する。
航空機若しくはロケット等の機器部材、エンジン若しく
はタービン等の部品材、原子炉システムの炉心材料、核
融合炉の炉心構造材料、又は原子炉容器、中性子用導管
若しくは中性子遮蔽容器等の構造材料に最適な低温強度
・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、Ｔｉ−Ａｌ系材料においては、そ
の比強度が優れていることから、航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、又はエンジン若しくはタービン等の部
品材として、更にその耐熱性、機械的強度特性などが優
れていることから、原子炉システムの炉心材料、又は原
子炉容器、中性子用導管、中性子減速若しくは遮蔽容器
等の機器部材として、その金属間化合物が注目されてい
る。ここで、金属間化合物とは、Ｔｉ−Ａｌを主成分と
し、それにＶ，Ｍｎ等の第３元素を含む化合物と定義さ
れる。
の比強度が優れていることから、航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、又はエンジン若しくはタービン等の部
品材として、更にその耐熱性、機械的強度特性などが優
れていることから、原子炉システムの炉心材料、又は原
子炉容器、中性子用導管、中性子減速若しくは遮蔽容器
等の機器部材として、その金属間化合物が注目されてい
る。ここで、金属間化合物とは、Ｔｉ−Ａｌを主成分と
し、それにＶ，Ｍｎ等の第３元素を含む化合物と定義さ
れる。
【０００３】しかしながら、従来のＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物は、γ相またはα2相を含むもので、耐熱性等は
優れているものの低温延性及び強度特性が不十分であっ
た。更に、原子炉システム等において、高エネルギーの
中性子や荷電粒子に暴露される環境では、従来のＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物では、材料の劣化が著しく、靭性が
低下するという問題があった。
化合物は、γ相またはα2相を含むもので、耐熱性等は
優れているものの低温延性及び強度特性が不十分であっ
た。更に、原子炉システム等において、高エネルギーの
中性子や荷電粒子に暴露される環境では、従来のＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物では、材料の劣化が著しく、靭性が
低下するという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
の問題に鑑み、宇宙環境等で使用される航空機、ロケッ
ト、更に、エンジン、タービン等の部品材料、原子炉シ
ステムの炉心材料、又は原子炉容器、中性子用導管、中
性子減速容器等の構成材料等に用いられる金属間化合物
及びその製造方法の提供を目的とする。
の問題に鑑み、宇宙環境等で使用される航空機、ロケッ
ト、更に、エンジン、タービン等の部品材料、原子炉シ
ステムの炉心材料、又は原子炉容器、中性子用導管、中
性子減速容器等の構成材料等に用いられる金属間化合物
及びその製造方法の提供を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、金属間化合物
において、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ
及び／又はＷ）を主成分とし、且つＢ２（β）相、γ相
及びα2相の３相を主な構成相とするものであり、かか
る構成により従来の課題が解決できるものである。
において、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ
及び／又はＷ）を主成分とし、且つＢ２（β）相、γ相
及びα2相の３相を主な構成相とするものであり、かか
る構成により従来の課題が解決できるものである。
【０００６】又、本発明においては、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ系
の金属間化合物を真空アーク溶解法、電子ビーム溶解法
又は粉末冶金法により得、得られた化合物を熱間圧力加
工処理を施した後、８００−１０００℃の比較的低温に
おいて恒温鍛造処理又は押出し加工処理を施し、これを
焼鈍することにより微細且つ等軸結晶粒を有することに
より、低温強度と靭性とを有する金属間化合物を製造す
るものである。以下、本発明を構成要件等に分けて詳細
に説明する。
の金属間化合物を真空アーク溶解法、電子ビーム溶解法
又は粉末冶金法により得、得られた化合物を熱間圧力加
工処理を施した後、８００−１０００℃の比較的低温に
おいて恒温鍛造処理又は押出し加工処理を施し、これを
焼鈍することにより微細且つ等軸結晶粒を有することに
より、低温強度と靭性とを有する金属間化合物を製造す
るものである。以下、本発明を構成要件等に分けて詳細
に説明する。
【０００７】
（金属間化合物）本発明において、使用可能な金属間化
合物とは、Ｔｉ，Ａｌを主成分とし、かつ規則相である
Ｂ２（β）相、γ相及びα2相の３相を主構成相とする
化合物であり、又双晶変形または変態変形が主要な変形
モードの一つとして働く系であれば該当する。ここで双
晶変形とは、応力下で結晶の原子配列が鏡面対象となる
双晶を伴う塑性変形で、又変態変形とは、応力下で相変
態を伴って塑性変形する場合を言う。
合物とは、Ｔｉ，Ａｌを主成分とし、かつ規則相である
Ｂ２（β）相、γ相及びα2相の３相を主構成相とする
化合物であり、又双晶変形または変態変形が主要な変形
モードの一つとして働く系であれば該当する。ここで双
晶変形とは、応力下で結晶の原子配列が鏡面対象となる
双晶を伴う塑性変形で、又変態変形とは、応力下で相変
態を伴って塑性変形する場合を言う。
【０００８】具体的には、本発明の金属間化合物とは、
Ｔｉ−Ａｌを主成分とし、第３元素として格子位置に入
る置換型のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ等を含む金属間化
合物であり、又は更にこれに第４元素として格子間位置
に入るＢ，Ｃ等の侵入型元素、或いはＴｉＣやＹ2Ｏ3等
の微細な炭化物や酸化物が含まれても良い。
Ｔｉ−Ａｌを主成分とし、第３元素として格子位置に入
る置換型のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ等を含む金属間化
合物であり、又は更にこれに第４元素として格子間位置
に入るＢ，Ｃ等の侵入型元素、或いはＴｉＣやＹ2Ｏ3等
の微細な炭化物や酸化物が含まれても良い。
【０００９】第３元素はＢ２相を安定化する元素であ
り、又その微量な元素（第４元素又は前記炭化物又は酸
化物）は粒界における破壊応力を高める効果があるため
である。又Ｔｉ及びＡｌは、耐食性に優れ、軽量で、更
には靭性が比較的優れているという利点があるためであ
る。
り、又その微量な元素（第４元素又は前記炭化物又は酸
化物）は粒界における破壊応力を高める効果があるため
である。又Ｔｉ及びＡｌは、耐食性に優れ、軽量で、更
には靭性が比較的優れているという利点があるためであ
る。
【００１０】置換型の添加元素の含有量は、１ａｔ％〜
２０ａｔ％の範囲が好適である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系の場
合のＡｌ量は３０〜５０ａｔ％の範囲が好適であり、最
適には、３５〜４５ａｔ％の範囲であり、又Ｖ量は５〜
１５ａｔ％の範囲が好適である。上記の範囲以外では、
充分なＢ２相を生成させることが出来なくなる恐れがあ
るためである。
２０ａｔ％の範囲が好適である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系の場
合のＡｌ量は３０〜５０ａｔ％の範囲が好適であり、最
適には、３５〜４５ａｔ％の範囲であり、又Ｖ量は５〜
１５ａｔ％の範囲が好適である。上記の範囲以外では、
充分なＢ２相を生成させることが出来なくなる恐れがあ
るためである。
【００１１】又、Ｂ，Ｃ等の侵入型元素又は炭化物又は
酸化物の添加量は０．００５〜０．５ａｔ％が好適であ
る。その添加量が０．００５ａｔ％以下ではその効果が
現れ難く、また０．５ａｔ％を越えると脆い相の出現の
おそれがあるためである。
酸化物の添加量は０．００５〜０．５ａｔ％が好適であ
る。その添加量が０．００５ａｔ％以下ではその効果が
現れ難く、また０．５ａｔ％を越えると脆い相の出現の
おそれがあるためである。
【００１２】（粒界における添加物の遍在について）次
に、本発明においては、粒界において相又は添加物（第
３元素、第４元素、炭化物及び／又は酸化物）が遍在し
ていることが望ましい。これは、セラミックス特有の共
有結合に比べて金属特有の金属結合成分を高めて、結晶
粒界の破壊応力を高めるためであり、更には、粒界クラ
ックの伝搬を押さえるためである。粒界とは、結晶粒の
界面をいうが、必ずしも界面そのものに限らず、その相
又は微量な添加物が結晶粒の界面近傍に存在していても
良い。
に、本発明においては、粒界において相又は添加物（第
３元素、第４元素、炭化物及び／又は酸化物）が遍在し
ていることが望ましい。これは、セラミックス特有の共
有結合に比べて金属特有の金属結合成分を高めて、結晶
粒界の破壊応力を高めるためであり、更には、粒界クラ
ックの伝搬を押さえるためである。粒界とは、結晶粒の
界面をいうが、必ずしも界面そのものに限らず、その相
又は微量な添加物が結晶粒の界面近傍に存在していても
良い。
【００１３】（製造方法について）本発明は、低温強度
・靭性に富む金属間化合物の製造方法についても、これ
までの考えとは異なる新しい考えを提供するものであ
る。すなわち、従来は、Ｔｉ−Ａｌ２元合金の組織が中
心でγ相を主としたものであった。本発明の製造方法で
は、更にＢ２相を安定化する第３元素を加えることによ
り、より対象性の良いＢ２相を含む３相又はそれ以上の
相を共存させる方法であり、又は相及び添加物を粒界に
遍在させることにより低温強度・靭性に富む金属間化合
物の製造方法として好適なものである。かかる方法であ
れば、十分なＢ２相が得られ、またはＢ２相を粒界に遍
在させることが可能である。
・靭性に富む金属間化合物の製造方法についても、これ
までの考えとは異なる新しい考えを提供するものであ
る。すなわち、従来は、Ｔｉ−Ａｌ２元合金の組織が中
心でγ相を主としたものであった。本発明の製造方法で
は、更にＢ２相を安定化する第３元素を加えることによ
り、より対象性の良いＢ２相を含む３相又はそれ以上の
相を共存させる方法であり、又は相及び添加物を粒界に
遍在させることにより低温強度・靭性に富む金属間化合
物の製造方法として好適なものである。かかる方法であ
れば、十分なＢ２相が得られ、またはＢ２相を粒界に遍
在させることが可能である。
【００１４】本発明の金属間化合物の製造方法について
は、特に限定されるものではないが、合金製造後に、恒
温鍛造処理或いは押出し加工・焼鈍により微細且つ等軸
結晶粒が容易に得られ、靭性を向上させる点で好適であ
る。恒温鍛造或いは押出し加工は８００−１０００℃の
比較的低温で再結晶を完成させるのが好適である。１０
００℃以上では、結晶粒が熱間鍛造中に粗大化するおそ
れがあり、８００℃以下では、再結晶を十分に完了しな
いおそれがあるためである。
は、特に限定されるものではないが、合金製造後に、恒
温鍛造処理或いは押出し加工・焼鈍により微細且つ等軸
結晶粒が容易に得られ、靭性を向上させる点で好適であ
る。恒温鍛造或いは押出し加工は８００−１０００℃の
比較的低温で再結晶を完成させるのが好適である。１０
００℃以上では、結晶粒が熱間鍛造中に粗大化するおそ
れがあり、８００℃以下では、再結晶を十分に完了しな
いおそれがあるためである。
【００１５】
【実施例】以下に実施例を挙げて、本発明を具体的に説
明する。
明する。
【００１６】
【実施例１】Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ金属間化合物（Ｔｉが５０
ａｔ％、Ａｌが４０ａｔ％、Ｖが１０ａｔ％）を真空ア
ーク溶解法で製造した。これを、温度：１，０５０℃、
圧力：１，８００ａｔｍ、時間：３ｈｒの条件で熱間静
水圧加工（ＨＩＰ）を施した後、９５０℃の温度で、圧
縮度７８％まで、３．８×１０-4／ｓの歪み速度で恒温
鍛造を施した。これらの処理を通して得られた合金のミ
クロ組織は、Ｂ２（β）相、γ相及びα2相の３相から
なる結晶粒から構成され、一部の結晶粒はラメラ相を含
み、その平均直径は数μｍの等軸粒である。
ａｔ％、Ａｌが４０ａｔ％、Ｖが１０ａｔ％）を真空ア
ーク溶解法で製造した。これを、温度：１，０５０℃、
圧力：１，８００ａｔｍ、時間：３ｈｒの条件で熱間静
水圧加工（ＨＩＰ）を施した後、９５０℃の温度で、圧
縮度７８％まで、３．８×１０-4／ｓの歪み速度で恒温
鍛造を施した。これらの処理を通して得られた合金のミ
クロ組織は、Ｂ２（β）相、γ相及びα2相の３相から
なる結晶粒から構成され、一部の結晶粒はラメラ相を含
み、その平均直径は数μｍの等軸粒である。
【００１７】そして、そこから引張試験片を切り出し、
室温で引張試験を実施し、応力と伸び（歪み）曲線を得
た。その結果を図１に示す。又、本発明の金属間化合物
は図２に示すように、γ相を主構成相とする従来のＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物に比べて、強度及び引張延性が共
に優れた特性が得られた。特に、引張伸びは、約８％
で、降伏応力も約８２０ＭＰａと従来材に比べて優れた
値を示した。６００℃では、それぞれ引張伸び６４％、
降伏応力６４０ＭＰａが得られ、高温領域においても従
来材に比べて優れた特性を示した。
室温で引張試験を実施し、応力と伸び（歪み）曲線を得
た。その結果を図１に示す。又、本発明の金属間化合物
は図２に示すように、γ相を主構成相とする従来のＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物に比べて、強度及び引張延性が共
に優れた特性が得られた。特に、引張伸びは、約８％
で、降伏応力も約８２０ＭＰａと従来材に比べて優れた
値を示した。６００℃では、それぞれ引張伸び６４％、
降伏応力６４０ＭＰａが得られ、高温領域においても従
来材に比べて優れた特性を示した。
【００１８】
【比較例１】図２は、γ相を主構成相とする従来のＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物の降伏応力と伸びの試験温度依存
性について、これまでに得られている範囲と本発明の金
属間化合物の性能を比較して示す。室温における降伏応
力及び伸びのこれまでの最高値は、約６００ＭＰａと４
％であり、通常は４００ＭＰａ及び２％以下であるが、
本発明の金属間化合物では、５％以上の伸びと８００Ｍ
Ｐａ（従来の金属間化合物の２倍）以上の性能を有す
る。又、６００℃における従来の金属間化合物の最高値
は、それぞれ５００ＭＰａ及び８％であるが、本発明の
金属間化合物のそれらは、それぞれこれらの最高値をす
べて上回った性能を有している。
−Ａｌ系金属間化合物の降伏応力と伸びの試験温度依存
性について、これまでに得られている範囲と本発明の金
属間化合物の性能を比較して示す。室温における降伏応
力及び伸びのこれまでの最高値は、約６００ＭＰａと４
％であり、通常は４００ＭＰａ及び２％以下であるが、
本発明の金属間化合物では、５％以上の伸びと８００Ｍ
Ｐａ（従来の金属間化合物の２倍）以上の性能を有す
る。又、６００℃における従来の金属間化合物の最高値
は、それぞれ５００ＭＰａ及び８％であるが、本発明の
金属間化合物のそれらは、それぞれこれらの最高値をす
べて上回った性能を有している。
【００１９】
【発明の効果】本発明によれば、従来の金属間化合物に
比べて、より大きい引張強度及び伸びが得られ、さら
に、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は中性子、粒子線照射に
対して優れた抵抗性を有することが期待されることか
ら、宇宙環境等で使用される航空機、ロケット、更にエ
ンジン、タービン等の部品、あるいは原子炉システムの
炉心材料等の極めて厳しい条件で使用される機器部材に
最適な、強度の高いまた延性に富む、具体的には室温〜
７００℃の温度範囲において強度及び延性に優れた、金
属間化合物の提供が可能になった。また、室温延性を５
％以上確保したことによって、加工性が向上したため、
軽量且つ小型の、更には複雑な形状の部材等にも対応す
ることが可能になった。
比べて、より大きい引張強度及び伸びが得られ、さら
に、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は中性子、粒子線照射に
対して優れた抵抗性を有することが期待されることか
ら、宇宙環境等で使用される航空機、ロケット、更にエ
ンジン、タービン等の部品、あるいは原子炉システムの
炉心材料等の極めて厳しい条件で使用される機器部材に
最適な、強度の高いまた延性に富む、具体的には室温〜
７００℃の温度範囲において強度及び延性に優れた、金
属間化合物の提供が可能になった。また、室温延性を５
％以上確保したことによって、加工性が向上したため、
軽量且つ小型の、更には複雑な形状の部材等にも対応す
ることが可能になった。
【００２０】また、方法としても、簡便、迅速、かつ均
一な金属間化合物の製造が可能となり、金属間化合物の
コストが低下したり、汎用性が向上するなどの効果も得
られるようになった。
一な金属間化合物の製造が可能となり、金属間化合物の
コストが低下したり、汎用性が向上するなどの効果も得
られるようになった。
【図１】 本発明のＴｉ−Ａｌ−Ｖ金属間化合物の引張
特性（７％以上の伸びと８００ＭＰａ以上の降伏応力）
を示す図である。
特性（７％以上の伸びと８００ＭＰａ以上の降伏応力）
を示す図である。
【図２】 本発明の金属間化合物と従来のγ相を主構成
相とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の引張特性（伸びと
降伏応力）の温度依存性を示す図である（本発明の金属
間化合物の性能は従来のそれと比べて、降伏応力及び延
性（伸び）が共に大幅に向上している）。
相とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の引張特性（伸びと
降伏応力）の温度依存性を示す図である（本発明の金属
間化合物の性能は従来のそれと比べて、降伏応力及び延
性（伸び）が共に大幅に向上している）。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４１Ｃ ６５０ ６５０Ｂ ６８３ ６８３ ６８７ ６８７ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 田淵 正幸 茨城県那珂郡東海村白方字白根２番地の４ 日本原子力研究所東海研究所内 (72)発明者 仲田 清智 茨城県日立市幸町３−１−１ 株式会社日 立製作所日立研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 金属間化合物において、Ｂ２（β）相、
γ相及びα2相の３相から成る相を主な相とすることを
特徴とする充分な低温強度と靭性とを有する金属間化合
物。 - 【請求項２】 前記金属間化合物は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ
（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及び／又はＷ）を主成分と
し、かつ前記３相を主な相とする請求項１に記載の金属
間化合物。 - 【請求項３】 前記３相を含む相の平均粒径が２０μｍ
以下の等軸結晶粒（結晶粒が正６角形に近い形）である
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の金属
間化合物。 - 【請求項４】 前記金属間化合物に含まれる相は、前記
３相以上を含み、結晶粒界に前記相又は微量な元素が偏
在していることを特徴とする請求項１乃至請求項３のい
ずれか１つに記載の金属間化合物。 - 【請求項５】 金属間化合物の製造方法において、真空
アーク溶解、電子ビーム溶解又は粉末冶金法等の種々の
製造法と恒温鍛造、加工・熱処理を組み合わせることに
より微細且つ等軸結晶粒を得ることを特徴とする請求項
１乃至請求項４のいずれか１つに記載の低温強度・靭性
に富む金属間化合物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9239227A JPH1180866A (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9239227A JPH1180866A (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1180866A true JPH1180866A (ja) | 1999-03-26 |
Family
ID=17041647
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9239227A Pending JPH1180866A (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1180866A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7618504B2 (en) | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| CN106148749A (zh) * | 2015-04-09 | 2016-11-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种兼具高强度和高吸收能梯度多孔Ti-6Al-4V块体材料及其制备方法 |
| CN116377283A (zh) * | 2023-04-14 | 2023-07-04 | 西北有色金属研究院 | 一种高钽含量钛钽合金铸锭的制备方法 |
-
1997
- 1997-09-04 JP JP9239227A patent/JPH1180866A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7618504B2 (en) | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| CN106148749A (zh) * | 2015-04-09 | 2016-11-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种兼具高强度和高吸收能梯度多孔Ti-6Al-4V块体材料及其制备方法 |
| CN116377283A (zh) * | 2023-04-14 | 2023-07-04 | 西北有色金属研究院 | 一种高钽含量钛钽合金铸锭的制备方法 |
| CN116377283B (zh) * | 2023-04-14 | 2024-06-11 | 西北有色金属研究院 | 一种高钽含量钛钽合金铸锭的制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1612289B1 (en) | Method for producing a beta-processed alpha-beta titanium-alloy article | |
| US5653828A (en) | Method to procuce fine-grained lamellar microstructures in gamma titanium aluminides | |
| JP3944271B2 (ja) | ニッケル基超合金における結晶粒度の制御 | |
| EP1666618B2 (en) | Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts and impellers | |
| US5558729A (en) | Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties | |
| JP2778705B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP2017122279A (ja) | チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 | |
| JPH1046278A (ja) | タービンエンジン部品用ニッケル合金 | |
| JP6315319B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP3271040B2 (ja) | モリブデン合金及びその製造方法 | |
| US20060083653A1 (en) | Low porosity powder metallurgy produced components | |
| US2996379A (en) | Cobalt-base alloy | |
| JPH1180866A (ja) | 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 | |
| EP3249063A1 (en) | High strength ni-based superalloy | |
| JP3926877B2 (ja) | ニッケル基超合金の熱処理方法 | |
| WO2017123186A1 (en) | Tial-based alloys having improved creep strength by strengthening of gamma phase | |
| JP3332615B2 (ja) | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法 | |
| JPH03193851A (ja) | 極超微細組織を有するＴｉＡｌ基合金の製造方法 | |
| JPH10251778A (ja) | 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 | |
| Bhowal et al. | Full scale gatorizing of fine grain inconel 718 | |
| JP2852414B2 (ja) | 粒子強化型チタン基複合材料とその製造方法 | |
| JPH07173557A (ja) | 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 | |
| JPH08157986A (ja) | 高強度高延性Ｔｉ合金 | |
| JPH08134615A (ja) | 機械的性質の均衡性に優れた高力Ｔｉ合金の製造方法 | |
| JP3334231B2 (ja) | ＴｉＡｌ基鍛造合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040224 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050726 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20051206 |