JPS63118035A - チタン系合金 - Google Patents
チタン系合金Info
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- JPS63118035A JPS63118035A JP62266697A JP26669787A JPS63118035A JP S63118035 A JPS63118035 A JP S63118035A JP 62266697 A JP62266697 A JP 62266697A JP 26669787 A JP26669787 A JP 26669787A JP S63118035 A JPS63118035 A JP S63118035A
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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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Mechanical Engineering (AREA)
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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】
ガスタービンエンジンの製造におけるような種々の工業
的施工において、チタン系合金はファンディスク及びプ
レイド(Fan discs and blades)
、コンプレッサーディスク及びプレイド、羽根、ケ−ス
、インペラー及ヒそれらエンジンのバーナー後部品にお
ける薄板金属構造物のようなガスタービンエンジンのた
めの部品の製造に使用されている。これらの施工の多く
で、チタン系合金のガスでいる。これらの部品は長時間
、応力の条件下にこれら高操作温度で変形(クリープ)
に抵抗する必要がある。したがって、これらの合金が高
温でクリープに高い抵抗を示し、高温での応力条件下長
時間この性質を保持することは重要である。
的施工において、チタン系合金はファンディスク及びプ
レイド(Fan discs and blades)
、コンプレッサーディスク及びプレイド、羽根、ケ−ス
、インペラー及ヒそれらエンジンのバーナー後部品にお
ける薄板金属構造物のようなガスタービンエンジンのた
めの部品の製造に使用されている。これらの施工の多く
で、チタン系合金のガスでいる。これらの部品は長時間
、応力の条件下にこれら高操作温度で変形(クリープ)
に抵抗する必要がある。したがって、これらの合金が高
温でクリープに高い抵抗を示し、高温での応力条件下長
時間この性質を保持することは重要である。
慣例的に、わずかに重量%でアルミニウム6%、錫2%
、ジルコニウム4%、モリブデン2%、シリコン0.1
%、鉄、08%、酸素、11%、残りがチタンであるチ
タン系合金(Ti 6242− St )が、高温度
クリープ性が重要であるガスタービンエンジンのための
部品のように、これらの施工に使用されている。タービ
ンエンジン設計者がエンジン性能を改良したので、操作
温度は対応して増加している。しかがって、例えば59
3.3℃(1100F)までのより高操作温度で、及び
/或は、合金Ti−6242−Stのような一般的合金
で到達しているよりも高い応力レベルで、変形に抵抗す
るチタン系合金に対する必要性がある。しかしながら、
使用の間、合金が長時間高温で変形に抵抗を保持するこ
とは重要である。又十分な合金の室温延性がクリープに
さらされたあとも保持されることが重要であろう。これ
はクリープ後安定性と称されている。同様に、室温及び
高温での張力のような他の機械的性質が、意図された工
業的施工のため十分なレベルで達せられねばならない。
、ジルコニウム4%、モリブデン2%、シリコン0.1
%、鉄、08%、酸素、11%、残りがチタンであるチ
タン系合金(Ti 6242− St )が、高温度
クリープ性が重要であるガスタービンエンジンのための
部品のように、これらの施工に使用されている。タービ
ンエンジン設計者がエンジン性能を改良したので、操作
温度は対応して増加している。しかがって、例えば59
3.3℃(1100F)までのより高操作温度で、及び
/或は、合金Ti−6242−Stのような一般的合金
で到達しているよりも高い応力レベルで、変形に抵抗す
るチタン系合金に対する必要性がある。しかしながら、
使用の間、合金が長時間高温で変形に抵抗を保持するこ
とは重要である。又十分な合金の室温延性がクリープに
さらされたあとも保持されることが重要であろう。これ
はクリープ後安定性と称されている。同様に、室温及び
高温での張力のような他の機械的性質が、意図された工
業的施工のため十分なレベルで達せられねばならない。
従って、クリープ抵抗、クリープ後安定性及び生成強さ
のすぐれた組合せを達成するチタン系合金を提供するこ
とが本発明の第一の目的である。
のすぐれた組合せを達成するチタン系合金を提供するこ
とが本発明の第一の目的である。
実用上熔融し、使用する部品に加工でき、比較的低価格
の合金成分を具体化している冶金組成物の性質の以降に
述べられた組合せをもっている合金を提供することは、
本発明の付加的な目的である。
の合金成分を具体化している冶金組成物の性質の以降に
述べられた組合せをもっている合金を提供することは、
本発明の付加的な目的である。
第1図は、本発明による合金と一般的合金とを比較した
ラーソンーミラ−(Larson−Miller) 、
2%クリープ配置図である。
ラーソンーミラ−(Larson−Miller) 、
2%クリープ配置図である。
第2図は、Ti −6A 12−xSn −4Zr −
,4Mo −,45Si −,070z 、02 F
e系合金に対する定常状態クリープ割合における錫の効
果と、クリープ後延性を示しているグラフ図である。
,4Mo −,45Si −,070z 、02 F
e系合金に対する定常状態クリープ割合における錫の効
果と、クリープ後延性を示しているグラフ図である。
第3図は、Ti 6Aj! 4Sn 4Zr −
xMo −,2Si −,100z −,05Feプラ
ス他の少量添加物を含んでいる合金に対する0、5%ク
リープひずみへの、時間対モリブデン含量を示している
グラフ図である。
xMo −,2Si −,100z −,05Feプラ
ス他の少量添加物を含んでいる合金に対する0、5%ク
リープひずみへの、時間対モリブデン含量を示している
グラフ図である。
第4図は、Ti 6Aj! 2Sn 4Zr−,
4Mo −xSi −,100z−,02Fe合金にお
ける定常状態クリープ耐性の効果とクリープ後延性を示
しているグラフ図である。
4Mo −xSi −,100z−,02Fe合金にお
ける定常状態クリープ耐性の効果とクリープ後延性を示
しているグラフ図である。
第5図は、Ti −6Aff −2,5Sn −4Zr
−,4Mo −,45Si −,070z −xFe
合金に対する0、2%クリープひずみへの、鉄の効果と
クリープ後延性を示しているグラフ図である。
−,4Mo −,45Si −,070z −xFe
合金に対する0、2%クリープひずみへの、鉄の効果と
クリープ後延性を示しているグラフ図である。
−aに、本発明は、良好な高温性により特徴づけられた
、特に510℃〜593.3℃(950”−1100F
)の温度範囲で、クリープ耐性を有するチタン系合金で
ある。合金は、本質的に重量%で、アルミニウム5.5
〜6.5、錫2.00〜4.00、好ましくは、2.2
5〜3.25、ジルコニウム3.5〜4.5、モリブデ
ン、3〜.5、シリコン、35以上、55まで、鉄、0
3以下、酸素、14まで、好ましくは、09まで、残り
チタン、及び合金の性質に実質上形容を及ぼさない偶発
の不純物及び合金成分よりなっている。
、特に510℃〜593.3℃(950”−1100F
)の温度範囲で、クリープ耐性を有するチタン系合金で
ある。合金は、本質的に重量%で、アルミニウム5.5
〜6.5、錫2.00〜4.00、好ましくは、2.2
5〜3.25、ジルコニウム3.5〜4.5、モリブデ
ン、3〜.5、シリコン、35以上、55まで、鉄、0
3以下、酸素、14まで、好ましくは、09まで、残り
チタン、及び合金の性質に実質上形容を及ぼさない偶発
の不純物及び合金成分よりなっている。
合金は、少くとも120ksiの平均室温生成強さを示
す。加えて合金のクリープ性は510℃(950゜F)
、60ksiで、2%クリープ変形に最低750時間
の特徴がある。特にこの点において、第1図を構成して
いるラーソンーミラー配置図により明らかなように、本
発明の合金(線C−D)は、一般的合金Ti 62
42 Si (線A−B)より約41.7℃(約7
5F)良好なりリープ性をもっている。本発明合金が一
般のTi−6242−3iにまさる改良例を提供するの
で、第1図に示されたプロットは、537.8℃(10
00F)、25ksi (そのような合金を利用して
いる成分に対する合理的操作パラメータ)の操作条件下
、2%クリープひずみ(合理的設計限界)への時間を推
定するため使用されえる。第1図におけるプロットは、
一般のTi −6242−3iで作られた部分が、その
ような条件下約1 、000時間続くと期待されるであ
ろうことを示している。−力木発明合金で作られた部分
は、約20,000時間続くであろう。
す。加えて合金のクリープ性は510℃(950゜F)
、60ksiで、2%クリープ変形に最低750時間
の特徴がある。特にこの点において、第1図を構成して
いるラーソンーミラー配置図により明らかなように、本
発明の合金(線C−D)は、一般的合金Ti 62
42 Si (線A−B)より約41.7℃(約7
5F)良好なりリープ性をもっている。本発明合金が一
般のTi−6242−3iにまさる改良例を提供するの
で、第1図に示されたプロットは、537.8℃(10
00F)、25ksi (そのような合金を利用して
いる成分に対する合理的操作パラメータ)の操作条件下
、2%クリープひずみ(合理的設計限界)への時間を推
定するため使用されえる。第1図におけるプロットは、
一般のTi −6242−3iで作られた部分が、その
ような条件下約1 、000時間続くと期待されるであ
ろうことを示している。−力木発明合金で作られた部分
は、約20,000時間続くであろう。
加えて、本発明合金は、593.3℃(1100F)、
24ksiで500時間のあと、4%室温伸長の低限界
と同様510℃(950F)、60ksiで500時間
クリープにさらされたあと10%室温伸長の低限界を示
している。
24ksiで500時間のあと、4%室温伸長の低限界
と同様510℃(950F)、60ksiで500時間
クリープにさらされたあと10%室温伸長の低限界を示
している。
発明の合金は、クリープ耐性の目的のために、一般より
高いシリコン含量を示している。更に増加したシリコン
は、クリープ耐性を改良するため、−Fluより少いモ
リブデン及び鉄含量との結合に使用されている。酸素は
、クリープ後安定性のため減ぜられている。熱が変態し
たベーターミクロ構造をえるため加えられるとき、発明
の合金は太きな施工を発見するけれど、アルファーベー
タミクロ構造は、幾分クリープ性を減じるが、より強い
力と改良した低サイクル疲れ抵抗を生じることはよく知
られている。したがって、本発明の合金は、ベーター及
びアルファーベーター加工ミクロ構造両者における有用
性を発見している。
高いシリコン含量を示している。更に増加したシリコン
は、クリープ耐性を改良するため、−Fluより少いモ
リブデン及び鉄含量との結合に使用されている。酸素は
、クリープ後安定性のため減ぜられている。熱が変態し
たベーターミクロ構造をえるため加えられるとき、発明
の合金は太きな施工を発見するけれど、アルファーベー
タミクロ構造は、幾分クリープ性を減じるが、より強い
力と改良した低サイクル疲れ抵抗を生じることはよく知
られている。したがって、本発明の合金は、ベーター及
びアルファーベーター加工ミクロ構造両者における有用
性を発見している。
発明に導き、論証している実施例において、−般のTi
6242−3℃合金が基剤として使用され、アル
ミニウム、錫、ジルコニウム、モリブデン、シリコン、
酸素及び鉄に関し変態がなされた。ベーター加エミクロ
構造は、最大のクリープ耐性を提供すると知られている
ので、全合金が一般の基剤合金材質を含め、この状態で
評価された。
6242−3℃合金が基剤として使用され、アル
ミニウム、錫、ジルコニウム、モリブデン、シリコン、
酸素及び鉄に関し変態がなされた。ベーター加エミクロ
構造は、最大のクリープ耐性を提供すると知られている
ので、全合金が一般の基剤合金材質を含め、この状態で
評価された。
試験に使用された材料は直径1.27cm (+Aイン
チ)の棒状に熱圧延された250gのボタンヒート(b
utton heats)よりなった。棒はベーターに
焼鈍され、593.3℃(1100F)/8時間安定化
令を与えられ、引続き一般の張力及びクリープ標本に機
械加工された。
チ)の棒状に熱圧延された250gのボタンヒート(b
utton heats)よりなった。棒はベーターに
焼鈍され、593.3℃(1100F)/8時間安定化
令を与えられ、引続き一般の張力及びクリープ標本に機
械加工された。
日a5i1鱈番9.;づ、■
表−■は、発明の組成限界内の3合金組成物を記述して
いる。3合金の組成は、アルミニウム含量が5.5%か
ら6.5%の範囲にあることを除いて同一である。表1
からアルミニウムを6%レベルから増加することは、僅
かにクリープ後延性(%RA’)を悪化することがわか
るであろう。低いアルミニウムレベルで、強さは僅かに
減ぜられている。強さは低アルミニウム含量で減じるが
、クリープ後延性が高アルミニウム含量で減ぜられるの
で、アルミニウムは発明により制御されねばならない。
いる。3合金の組成は、アルミニウム含量が5.5%か
ら6.5%の範囲にあることを除いて同一である。表1
からアルミニウムを6%レベルから増加することは、僅
かにクリープ後延性(%RA’)を悪化することがわか
るであろう。低いアルミニウムレベルで、強さは僅かに
減ぜられている。強さは低アルミニウム含量で減じるが
、クリープ後延性が高アルミニウム含量で減ぜられるの
で、アルミニウムは発明により制御されねばならない。
日長家itm1番・・;づ 、;ミ
表−■は、クリープ耐性及びクリープ後延性における、
錫及び酸素の効果を示している。例えば酸素は、07%
に保持されているが、錫は2%から4%に増加されてい
る合金1と合金6を比較することにより、表−■にみら
れるであろうように、クリープ抵抗における重大な変化
は認められていないけれど、クリープ後延性における重
大な悪化が生じている。このデーターの部分は、Ti
−6A j! −xSn −4Zr −,4Mo −,
45Si −,0702−,02Fe系合金における5
10℃(950F)/60ksi クリープ性における
錫の効果に関し、第2図にプロットされている。定常状
態クリープ割合における錫の効果は、実線で、クリープ
後延性は点線で示されている。このプロットに示されて
いる傾向は、十分なりリープ後延性が保持されることで
あるなら、この系において錫は約3.25%レベル以下
に保たれるべきであることを示唆している。
錫及び酸素の効果を示している。例えば酸素は、07%
に保持されているが、錫は2%から4%に増加されてい
る合金1と合金6を比較することにより、表−■にみら
れるであろうように、クリープ抵抗における重大な変化
は認められていないけれど、クリープ後延性における重
大な悪化が生じている。このデーターの部分は、Ti
−6A j! −xSn −4Zr −,4Mo −,
45Si −,0702−,02Fe系合金における5
10℃(950F)/60ksi クリープ性における
錫の効果に関し、第2図にプロットされている。定常状
態クリープ割合における錫の効果は、実線で、クリープ
後延性は点線で示されている。このプロットに示されて
いる傾向は、十分なりリープ後延性が保持されることで
あるなら、この系において錫は約3.25%レベル以下
に保たれるべきであることを示唆している。
又表−■は、酸素が、与えられた系において増加される
と、クリープ後延性が滅失されることを示している。増
加された酸素でのクリープ後延性における低下は、高錫
レベルでさらに宣言されている。
と、クリープ後延性が滅失されることを示している。増
加された酸素でのクリープ後延性における低下は、高錫
レベルでさらに宣言されている。
96表1=1.;づ 、■
表−■は、クリープ後延性及びクリープ耐性におけるジ
ルコニウムの効果を示している。表■からみられるであ
ろうように、特に2.5から4%の範囲内のジルコニウ
ムは、クリープ後延性に重大な効果をもたないが1.2
伸びへの時間により論証されたように、クリープ耐性に
重大な効果をもっている。このようにして、ジルコニウ
ムは4%レベルで保持さるべきである。
ルコニウムの効果を示している。表■からみられるであ
ろうように、特に2.5から4%の範囲内のジルコニウ
ムは、クリープ後延性に重大な効果をもたないが1.2
伸びへの時間により論証されたように、クリープ耐性に
重大な効果をもっている。このようにして、ジルコニウ
ムは4%レベルで保持さるべきである。
三S呂 表4=・・;づ、;ミ
第3図は24ksi 593.3℃(1100F)で1
.5%伸びへの時間におけるモリブデンの効果を示して
いる。これにかんし、第3図のプロットは1.5%クリ
ープひずみへの時間を最大にするため、モリブデンは約
。5%以下であるべきであることを示している。更にモ
リブデンに関し、表■は1.4%のモリブデン含量が、
クリープ耐性とクリープ後延性の最適組合せを与えるこ
とを示している。
.5%伸びへの時間におけるモリブデンの効果を示して
いる。これにかんし、第3図のプロットは1.5%クリ
ープひずみへの時間を最大にするため、モリブデンは約
。5%以下であるべきであることを示している。更にモ
リブデンに関し、表■は1.4%のモリブデン含量が、
クリープ耐性とクリープ後延性の最適組合せを与えるこ
とを示している。
これらの結果は、モリブデン含量が重要で、狭い限定内
に厳密に制御されるべきでることを示している。、3か
ら、5の範囲が製造見地から実際的な範囲である。
に厳密に制御されるべきでることを示している。、3か
ら、5の範囲が製造見地から実際的な範囲である。
:i芭芭 表シー・−芸づ 、:ミ
表−■及び第4図は、クリープ耐性及びクリープ後延性
両者に関し、シリコンの効果を示してい−る。実線は定
常状態クリープ耐性を示し、点線はクリープ後延性を示
している。更に特定的に、約、45%までシリコンを増
すことを、クリープ耐性を増すとデータは示している。
両者に関し、シリコンの効果を示してい−る。実線は定
常状態クリープ耐性を示し、点線はクリープ後延性を示
している。更に特定的に、約、45%までシリコンを増
すことを、クリープ耐性を増すとデータは示している。
然しなから1.6%のシリコン含量で、クリープ後延性
のひどい劣化がクリープ耐性における明らかな増加なし
に生じる。それ故、クリープ後延性を保持するため、シ
リコンは約、55%の上限であるべきであるが、クリー
プ耐性を保持するため、45%以下に有意におちるべき
でない。かくして、製造熔融許容度内であるため1.3
5以上、55の範囲が確立されている。
のひどい劣化がクリープ耐性における明らかな増加なし
に生じる。それ故、クリープ後延性を保持するため、シ
リコンは約、55%の上限であるべきであるが、クリー
プ耐性を保持するため、45%以下に有意におちるべき
でない。かくして、製造熔融許容度内であるため1.3
5以上、55の範囲が確立されている。
ミ芭芭 あシ:e、5−. 、ミ
表−■及び第5図におけるデーターは、クリープ耐性に
関し、鉄の重要な効果を論証している。
関し、鉄の重要な効果を論証している。
0.2%クリープひずみへの時間は実線により、クリー
プ後延性は点線により示されている。特に、鉄含量を抑
制することにより、特に鉄を、03%以下に抑制するこ
とにより、テストされた合金のクリープ後延性において
、クリープ耐性が悪効果なしに改良されることをデータ
ーは示している。
プ後延性は点線により示されている。特に、鉄含量を抑
制することにより、特に鉄を、03%以下に抑制するこ
とにより、テストされた合金のクリープ後延性において
、クリープ耐性が悪効果なしに改良されることをデータ
ーは示している。
上に存在し、論じられたので、データーからみられるで
あろうように、発明はTi −6242−3iのような
一般的合金より約41.7℃(75F)高い温度で使用
されえる改良された高温チタン系合金を提供している。
あろうように、発明はTi −6242−3iのような
一般的合金より約41.7℃(75F)高い温度で使用
されえる改良された高温チタン系合金を提供している。
そしてこれらの増加された温度で、強さ、クリープ耐性
及びクリープ後安定性のすぐれた組合を示すであろう。
及びクリープ後安定性のすぐれた組合を示すであろう。
これらの性質は、合金化学組成の決定的な制御により達
成されている。特に、鉄は通常より相当に低く制御され
ねばならない。そしてモリブデン、シリコン、及び酸素
は狭い範囲内に制御されねばならない。これらの範囲は
、一般合金のための代表的範囲の外側にある。
成されている。特に、鉄は通常より相当に低く制御され
ねばならない。そしてモリブデン、シリコン、及び酸素
は狭い範囲内に制御されねばならない。これらの範囲は
、一般合金のための代表的範囲の外側にある。
第1図は、本願発明による合金と一般合金とを比較して
いるラーソンーミラー、2%クリープ図である。 第2図は、Ti −6A l −xSn −4Zr −
,4Mo 、45 Si 、070t 、02
Fe系合金に対する定常状態クリープ割合及びクリープ
後延性における錫の効果を示すグラフ図である。 第3図は、Ti 6Aj! 4Sn 4Zr −
xMo −,2Si −,100z 、05 Fcと
他の少量の添加物を含んでいる合金に対する0、5%ク
リープひずみへの時間対モリブデン含量を示しているグ
ラフ図である。 第4図は、Ti −6A 1−2 Sn −4Zr −
,4Mo −xSi −,100z 、02 Fe合
金における定常状態クレープ耐性及びクレープ後延性に
おけるシリコンの効果を示しているグラフ図である。 第5図は、Ti −6AI!−2,55n−4Zr−,
4Mo −,45St −,070z−xFe合金に対
する0、2%クリープひずみへの時間、及びクリープ後
延性における鉄の効果を示しているグラフ図である。 線A−B ニ一般合金Ti −6242−3i H線
C−D :本発明合金。
いるラーソンーミラー、2%クリープ図である。 第2図は、Ti −6A l −xSn −4Zr −
,4Mo 、45 Si 、070t 、02
Fe系合金に対する定常状態クリープ割合及びクリープ
後延性における錫の効果を示すグラフ図である。 第3図は、Ti 6Aj! 4Sn 4Zr −
xMo −,2Si −,100z 、05 Fcと
他の少量の添加物を含んでいる合金に対する0、5%ク
リープひずみへの時間対モリブデン含量を示しているグ
ラフ図である。 第4図は、Ti −6A 1−2 Sn −4Zr −
,4Mo −xSi −,100z 、02 Fe合
金における定常状態クレープ耐性及びクレープ後延性に
おけるシリコンの効果を示しているグラフ図である。 第5図は、Ti −6AI!−2,55n−4Zr−,
4Mo −,45St −,070z−xFe合金に対
する0、2%クリープひずみへの時間、及びクリープ後
延性における鉄の効果を示しているグラフ図である。 線A−B ニ一般合金Ti −6242−3i H線
C−D :本発明合金。
Claims (6)
- (1)良好な高温性、特に510℃(950゜F)から
593.3℃(1100°F)の温度範囲で耐クリープ
性により特徴づけられるチタン系合金において、該合金
は本質的に重量%で、アルミニウム5.5から6.5、
錫2.00から4.00、ジルコニウム3.5から4.
5、モリブデン.3から.5、シリコン、35以上から
.55、鉄.03以下、酸素.14まで、及び残りチタ
ンと付随的不純物よりなることを特徴とするチタン系合
金。 - (2)錫が2.25から3.25の範囲内にある特許請
求の範囲第1項記載の合金。 - (3)酸素が.09までである特許請求の範囲第1項或
は第2項記載の合金。 - (4)良好な高温性、特に510℃(950゜F)から
593.3℃(1100゜F)の温度範囲で耐クリープ
性により特徴づけられるチタン系合金において、該合金
は本質的に重量%で、アルミニウム5.5から6.5、
錫2.00から4.00、ジルコニウム3.5から4.
5、モリブデン.3から.5、シリコン.35以上から
.55、鉄.03以下、酸素.14まで、及び残りチタ
ンと付随的不純物よりなり、少くとも120ksiの平
均室温生成強さ、510℃(950゜F)、60ksi
で.2%クリープへ最少750時間及び510℃(95
0゜F)、60ksiで500時間のあと10%室温伸
びの低限度と593.3℃(1100゜F)、24ks
iで500時間のあと4%室温伸びを示すことを特徴と
するチタン系合金。 - (5)錫が2.25から3.25の範囲内にある特許請
求の範囲第4項記載の合金。 - (6)酸素が.09までである特許請求の範囲第4項又
は第5項記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/925,174 US4738822A (en) | 1986-10-31 | 1986-10-31 | Titanium alloy for elevated temperature applications |
US925174 | 1986-10-31 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63118035A true JPS63118035A (ja) | 1988-05-23 |
JPH0768598B2 JPH0768598B2 (ja) | 1995-07-26 |
Family
ID=25451328
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62266697A Expired - Lifetime JPH0768598B2 (ja) | 1986-10-31 | 1987-10-23 | チタン系合金 |
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---|---|
US (1) | US4738822A (ja) |
EP (1) | EP0269196B1 (ja) |
JP (1) | JPH0768598B2 (ja) |
AT (1) | ATE51419T1 (ja) |
CA (1) | CA1297706C (ja) |
DE (1) | DE3762051D1 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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WO2011105620A1 (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-01 | 新日本製鐵株式会社 | 耐熱性に優れたチタン合金製自動車用エンジンバルブ |
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JP3959766B2 (ja) * | 1996-12-27 | 2007-08-15 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱性にすぐれたTi合金の処理方法 |
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CA2797391C (en) | 2010-04-30 | 2018-08-07 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
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- 1986-10-31 US US06/925,174 patent/US4738822A/en not_active Expired - Lifetime
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1987
- 1987-06-04 CA CA000538831A patent/CA1297706C/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-12 AT AT87305197T patent/ATE51419T1/de not_active IP Right Cessation
- 1987-06-12 EP EP87305197A patent/EP0269196B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-12 DE DE8787305197T patent/DE3762051D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-10-23 JP JP62266697A patent/JPH0768598B2/ja not_active Expired - Lifetime
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EP0269196A1 (en) | 1988-06-01 |
EP0269196B1 (en) | 1990-03-28 |
DE3762051D1 (de) | 1990-05-03 |
ATE51419T1 (de) | 1990-04-15 |
JPH0768598B2 (ja) | 1995-07-26 |
CA1297706C (en) | 1992-03-24 |
US4738822A (en) | 1988-04-19 |
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