JPH0353049A - 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 - Google Patents
金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法Info
- Publication number
- JPH0353049A JPH0353049A JP18566489A JP18566489A JPH0353049A JP H0353049 A JPH0353049 A JP H0353049A JP 18566489 A JP18566489 A JP 18566489A JP 18566489 A JP18566489 A JP 18566489A JP H0353049 A JPH0353049 A JP H0353049A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- base alloy
- tial
- intermetallic compound
- grain size
- average grain
- 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】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、軽量で且つ耐熱性に優れ、将来の航空機、超
音速旅客機、スペースプレーン等への応用が期待されて
いる金属間化合物ＴｉＡＦ！基合金の熱処理方法に関し
、詳しくは、金属間化合物ＴｉｔＩ！．基合金の耐クリ
ープ性を改善する熱処理方法に関する． （従来の技術） チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａ ｌ ）は、原子比
で１：ｌの金属間化合物ＴｉＡＩｌをつくる．Ａｆが３
５〜４４重量％で残りがＴｉからなるＴｉ−Ａｊ２２元
系においては、実質的にＴｉＡｌの金属間化合物単相に
なることが知られている．このＴｉＡ １２相は比重が
約３．８とＴ＋（同４．５）よりも小さく、しかも室温
での強度が８００℃程度の温度まで低下せず、むしろ上
昇するといった特徴を有していることから、軽量且つ耐
熱性が要求されるジェットエンジン用部材等への応用が
期待されている．然しながら、ＴｉＡ ｊ！は金属間化
合物であるので、常温延性が非常に乏しく高温変形能が
小さいため熱間加工が極めて困難であるという欠点をも
つ．ＴｉＡｌ基合金が常温延性および高温変形能に劣る
原因の一つに結晶粒が著しく大きいことが挙げられる．
例えば、化学量論組戒（Ｔｉ ３６重量％＾Ｘ＞のＴ
ｉＡ ｌ基合金或いは５ａｔ％程度までＴｉが多い側に
ずれた戒分のＴｉＡ ｌ基合金は、鋳造ままの状態では
平均粒径がおよそ５００μ慣と粗大粒であり、且つ、粒
内は一方向の層状組織である．このような＆ｌ１織では
常温延性はほとんど得られない． ところが、本発明者らは結晶粒の大きいＴｉＡ １碁合
金の鋳造材を、５０％以上の減面率で一度に押出し加工
すれば、結晶粒が著しく微細化することを見出し、先に
特許出願した（特願平１−９６１４４号）．この方法で
は、例えば１μ冒以下の超微細粒組織にすることも可能
である．そして、この方法で押出し加工したものは、鋳
造材ではほとんど得られない常温伸びが出現するととも
に強度が著しく向上し、しかも、８００’Ｃという比較
的低温においても著しく高い伸びを示す、いわゆる超塑
性現象が出現することが判明した．従って、鋳造材のＴ
ｉＡ １基合金を恒温鍛造等の熱間加工する前に、この
方法を採用して鋳造材のａｍを一旦微細化してから熱間
加工すれば、熱間加工が行いやすく、しかも、熱間加工
後の製品は優れた常温延性と強度を有したものとなる． （発明が解決しようとする課題） 前掲の特願平１−９６１４４号の方法は、熱間加工性の
改善には有効である．また、熱間加工後の製品は結晶粒
が微細であるから常温延性および高温強度にも優れてい
る．ところが、本発明者らのその後の検討結果では、Ｔ
ｉＡ ｌ基合金の結晶粒を超微細、特に平均粒径を５μ
ｍ以下にすると高温でクリープ破断時間が短くなること
が判明した．ＴｉＡ １２基合金が耐クリープ性に劣る
と、前記のような軽量性と耐熱性を利用して高温構造部
材として使用するうえで大きな問題となる．本発明の！
ＩＩＩは、微細な結晶粒の金属間化合物ＴｉＡｌ基合金
がもつ優れた特性を損なうことなく、耐クリープ性を改
善することにある． 本発明の具体的な目的は、金属間化合物ＴｉＡｌ基合金
を８００″Ｃで２０ｋｇｆ／ａｎ”におけるクリープ破
断寿命を８０時間以上にすることができ、且つ常温での
引張り伸びが１％以上となる熱処理方法を提供すること
にある． （課題を解決するための手段） 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金のクリープ強度を比重で割
った値はＸｉ基の耐熱合金より優れていることが知られ
ている．しかしながら、Ｔｉｔ／！基合金の結晶粒を平
均で５μ情以下に微細化すると耐クリープ破断時間が短
くなる。
音速旅客機、スペースプレーン等への応用が期待されて
いる金属間化合物ＴｉＡＦ！基合金の熱処理方法に関し
、詳しくは、金属間化合物ＴｉｔＩ！．基合金の耐クリ
ープ性を改善する熱処理方法に関する． （従来の技術） チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａ ｌ ）は、原子比
で１：ｌの金属間化合物ＴｉＡＩｌをつくる．Ａｆが３
５〜４４重量％で残りがＴｉからなるＴｉ−Ａｊ２２元
系においては、実質的にＴｉＡｌの金属間化合物単相に
なることが知られている．このＴｉＡ １２相は比重が
約３．８とＴ＋（同４．５）よりも小さく、しかも室温
での強度が８００℃程度の温度まで低下せず、むしろ上
昇するといった特徴を有していることから、軽量且つ耐
熱性が要求されるジェットエンジン用部材等への応用が
期待されている．然しながら、ＴｉＡ ｊ！は金属間化
合物であるので、常温延性が非常に乏しく高温変形能が
小さいため熱間加工が極めて困難であるという欠点をも
つ．ＴｉＡｌ基合金が常温延性および高温変形能に劣る
原因の一つに結晶粒が著しく大きいことが挙げられる．
例えば、化学量論組戒（Ｔｉ ３６重量％＾Ｘ＞のＴ
ｉＡ ｌ基合金或いは５ａｔ％程度までＴｉが多い側に
ずれた戒分のＴｉＡ ｌ基合金は、鋳造ままの状態では
平均粒径がおよそ５００μ慣と粗大粒であり、且つ、粒
内は一方向の層状組織である．このような＆ｌ１織では
常温延性はほとんど得られない． ところが、本発明者らは結晶粒の大きいＴｉＡ １碁合
金の鋳造材を、５０％以上の減面率で一度に押出し加工
すれば、結晶粒が著しく微細化することを見出し、先に
特許出願した（特願平１−９６１４４号）．この方法で
は、例えば１μ冒以下の超微細粒組織にすることも可能
である．そして、この方法で押出し加工したものは、鋳
造材ではほとんど得られない常温伸びが出現するととも
に強度が著しく向上し、しかも、８００’Ｃという比較
的低温においても著しく高い伸びを示す、いわゆる超塑
性現象が出現することが判明した．従って、鋳造材のＴ
ｉＡ １基合金を恒温鍛造等の熱間加工する前に、この
方法を採用して鋳造材のａｍを一旦微細化してから熱間
加工すれば、熱間加工が行いやすく、しかも、熱間加工
後の製品は優れた常温延性と強度を有したものとなる． （発明が解決しようとする課題） 前掲の特願平１−９６１４４号の方法は、熱間加工性の
改善には有効である．また、熱間加工後の製品は結晶粒
が微細であるから常温延性および高温強度にも優れてい
る．ところが、本発明者らのその後の検討結果では、Ｔ
ｉＡ ｌ基合金の結晶粒を超微細、特に平均粒径を５μ
ｍ以下にすると高温でクリープ破断時間が短くなること
が判明した．ＴｉＡ １２基合金が耐クリープ性に劣る
と、前記のような軽量性と耐熱性を利用して高温構造部
材として使用するうえで大きな問題となる．本発明の！
ＩＩＩは、微細な結晶粒の金属間化合物ＴｉＡｌ基合金
がもつ優れた特性を損なうことなく、耐クリープ性を改
善することにある． 本発明の具体的な目的は、金属間化合物ＴｉＡｌ基合金
を８００″Ｃで２０ｋｇｆ／ａｎ”におけるクリープ破
断寿命を８０時間以上にすることができ、且つ常温での
引張り伸びが１％以上となる熱処理方法を提供すること
にある． （課題を解決するための手段） 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金のクリープ強度を比重で割
った値はＸｉ基の耐熱合金より優れていることが知られ
ている．しかしながら、Ｔｉｔ／！基合金の結晶粒を平
均で５μ情以下に微細化すると耐クリープ破断時間が短
くなる。
そして、金属間化合物ＴｉＡｆ基合金は一般の金属材料
に比べて結晶粒の戒長は遅く、一旦微細化したものを再
び大きくするのは困難である．ところが、本発明者らは
適正な条件のもとで熱処理すると、結晶粒を粗大化する
ことができて耐クリープ性が向上することを確認し、本
発明に至った．ここに本発明の要旨は「平均粒径が５μ
閣以下のミクロ組織を有する金属間化合物Ｔ！Ａｊｉ！
基合金を１１００’Ｃ以上の温度で焼鈍した後、１℃／
秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を５μｍより
大きくすることを特徴とする金属間化合物ＴｉＡ ｆｆ
ｉ基合金の熱処理方法」にある． 本発明が対象とする平均粒径が５μｍ以下のξクロ組織
を有する金属間化合物Ｔｉｔ／！基合金は、鋳造材のＴ
ｉＡ １？ｓ合金を一回の減面率を５０％以上にとって
押出し加工する先の方法で得ることができる．また、本
発明でいう金属間化合物ＴｉＡ ｌ基合金とは、＾ｌを
３ｌ〜４１重量％含み、必要に応じて例えば３， Ｎｂ
％Ｃｒ， Ｍｎ，＾ｇ， Ｖ， Ｗ， Ｔａ， Ｎｉ，
Ｆｅ、Ｓｉ等の戒分を１種又は２種以上合計で５重量
％含有し、残部がＴｉからなり、金属間化合物ＴｉＡ
（！相を主とする合金である． （作用） 以下、本発明について詳細に説明する．前述のとおり平
均粒径が５μｍ以下のＴｉＡ Ｉ２ 基合金は耐クリー
プ性が低下し、高温構造部材としては使用できない．し
かし、平均粒径が５μｍ以下のＴｉＡｌ基合金は、平均
粒径が５μ鵬を超えるものに比べて常温延性が良好で熱
間加工がしやすいという利点がある．従って、次に述べ
る熱処理は最終熱間加工後に行うのが好ましい． 即ち、結晶粒の大きい鋳造材を滅面率５０％以上で一度
に押出し加工して結晶粒を一旦５μｍ以下に微細化し、
これに恒温鍛造、熱間圧延等の熱間加工を施して所定形
状に加工した後に熱処理を行うのである．こうすれば、
熱間加工がしやすいうえに、加−工後のＴｉＡｌ基合金
の耐クリープ性を改善することができる． 前記熱処理は、平均粒径が５μｍ以下のミクロ組織を有
するＴｔＡ ｌ基合金を、１１００℃以上の温度で焼鈍
した後、１℃／秒以下の冷却速度で冷却する条件で行う
ことが重要である． この熱処理は、平均粒径が５μ園以下のＴｉＡ ｌ基合
金の結晶粒を粗大化し、平均粒径を５μ−より大きくし
て耐クリープ性を改善することにあるが、ｌ１００℃よ
り低い焼鈍温度で熱処理しても結晶粒の戒長が遅く、且
つ、焼鈍後の組織が不均一となり、耐クリープ性の改善
が小さい． 焼鈍温度は高い方が結晶粒を粗大化するのに有利である
が、あまり高くすると結晶粒の以上戒長が局部的に発生
して混粒となるので１１００〜１４００”Ｃの温度域で
焼鈍するのが望ましい． 焼鈍後の冷却を１℃／秒より速い速度で行うと、高温で
威長したＴｉＡ ｌの粗大粒が部分的に集合した形で室
温までもちきたらされ、組織が不均一となって常温延性
が著しく低下する．この冷却は室温まで行うのがよい． 熱処理では、後述する実施例で示すように結晶粒を５μ
ｍを超えてより大きくするほど耐クリープ性は向上する
が、必要以上に大きくすると常温延性が低下し、靭性が
劣化するので焼鈍後の粒径は平均で５μ臆超え１５μｍ
以下となるように結晶粒を粗大化してやるのがよい． 焼鈍における保持時間は焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒
の大きさにより変化する．例えば、高い温度で保持時間
を長くとれば結晶粒は大きく成長し、低い温度で保持時
間が短かければ結晶粒の成長が遅い．また、同じ温度で
焼鈍し結晶粒を５μ係を超えるようにする場合、焼鈍前
の結晶粒が例えば５μｍに近いものと１μ■のものとで
は、１μ慣の方が長い保持時間が必要である． 従って、焼鈍における保持時間は焼鈍後の粒径が平均で
５μｍを超えて好ましくは１５μ鵬以下となるように、
焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒の大きさを勘案して決め
ればよい． 例えば、焼鈍前の平均ね径が１〜５μ鵬のＴｉＡ ｌ．
基合金（ＴＩ−３３．５重量％Ａ２−２重量％Ｍｏ合金
）を１１５０〜１３００℃の温度で焼鈍し、焼鈍後の平
均粒径を１０μ■とする場合の好ましい保持時間の一例
を示すと第１表の通りである． 第 ｌ 表 以下、実施例により本発明を更に説明する．（実施例） Ｔｉ−３３．５重量％Ａ２−２重量％Ｍｏの化学戒分を
有するＴｉＡ １基合金のインゴット（直径：５５ｍｍ
）をタングステン電極による非消耗式アルゴン溶解炉に
よって溶製した．このインゴットを１２００℃に加熱し
てから滅面率を７０％にとって１度に押出し加工して、
直径３０開径の丸棒に加工した． この丸棒の結晶粒を調べたところ平均粒径が１μ陽であ
った． 次いで、この丸棒に第ｌ表に示す各種条件の熱処理（真
空度：５Ｘ１０−’ｔｏｒｒ）を施し、結晶粒を粗大化
した．その後、この熱処理後の丸棒の平均粒径を測定す
るとともに、外径６請一、平行部３０ｌｌｌｌｌの引張
型クリープ試験片と、外径６．２５ａｍ、平行部３２ｍ
一の引張試験片を採取し、耐クリープ性と延性を調べた
． 耐クリープ性は、引張型クリープ試験片を８００℃に保
持し、これに２０ｋｇｆ／ｓ＋ｗ＋”の応力を付加し、
試験片が破断ずるまでの時間を測定して評価した．また
、延性は引張試験片を常温で引張って常温延性を測定す
ることで評価した． これらの結果を第２表に熱処理条件とともに示す． 第２表に示すように適正な条件で熱処理すれば、１μ鴨
の平均粒径を５μ亀を超える大きさにすることができ、
８００℃におけるクリープ破断寿命を大きく改善するこ
とができる（本発明例〉．この中でもＮα３〜Ｎｌｌ５
およびＮａ８〜１０に示す結晶粒を５μｌ１超え１５μ
−以下に大きくしたものは、常温延性を損なうことなく
、耐クリープ性が改善されている．これに対して、比較
例として示す焼鈍温度が低いＮα１は、常温延性に優れ
ているが結晶粒の粗大化が不十分であるので耐クリープ
性に劣り、冷却速度が速い阻２、Ｎａ６およびｋ７は、
熱処理を施していないＮ［Ｌ１３に比べて耐クリープ性
は改善されているが、常温延性が損なわれている． （発明の効果） 以上説明した如く、本発明の熱処理によれば超微細粒を
有する金属間化合９ｊＴｉｌＦ！基合金の耐クリープ性
を著しく改善することができる．従って、この熱処理方
法を特願平１ −９６１４４号の発明の方法と併用して
実施すれば、製品の製造が容易であるとともに製品には
優れた耐クリープ性を付与することかできる．
に比べて結晶粒の戒長は遅く、一旦微細化したものを再
び大きくするのは困難である．ところが、本発明者らは
適正な条件のもとで熱処理すると、結晶粒を粗大化する
ことができて耐クリープ性が向上することを確認し、本
発明に至った．ここに本発明の要旨は「平均粒径が５μ
閣以下のミクロ組織を有する金属間化合物Ｔ！Ａｊｉ！
基合金を１１００’Ｃ以上の温度で焼鈍した後、１℃／
秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を５μｍより
大きくすることを特徴とする金属間化合物ＴｉＡ ｆｆ
ｉ基合金の熱処理方法」にある． 本発明が対象とする平均粒径が５μｍ以下のξクロ組織
を有する金属間化合物Ｔｉｔ／！基合金は、鋳造材のＴ
ｉＡ １？ｓ合金を一回の減面率を５０％以上にとって
押出し加工する先の方法で得ることができる．また、本
発明でいう金属間化合物ＴｉＡ ｌ基合金とは、＾ｌを
３ｌ〜４１重量％含み、必要に応じて例えば３， Ｎｂ
％Ｃｒ， Ｍｎ，＾ｇ， Ｖ， Ｗ， Ｔａ， Ｎｉ，
Ｆｅ、Ｓｉ等の戒分を１種又は２種以上合計で５重量
％含有し、残部がＴｉからなり、金属間化合物ＴｉＡ
（！相を主とする合金である． （作用） 以下、本発明について詳細に説明する．前述のとおり平
均粒径が５μｍ以下のＴｉＡ Ｉ２ 基合金は耐クリー
プ性が低下し、高温構造部材としては使用できない．し
かし、平均粒径が５μｍ以下のＴｉＡｌ基合金は、平均
粒径が５μ鵬を超えるものに比べて常温延性が良好で熱
間加工がしやすいという利点がある．従って、次に述べ
る熱処理は最終熱間加工後に行うのが好ましい． 即ち、結晶粒の大きい鋳造材を滅面率５０％以上で一度
に押出し加工して結晶粒を一旦５μｍ以下に微細化し、
これに恒温鍛造、熱間圧延等の熱間加工を施して所定形
状に加工した後に熱処理を行うのである．こうすれば、
熱間加工がしやすいうえに、加−工後のＴｉＡｌ基合金
の耐クリープ性を改善することができる． 前記熱処理は、平均粒径が５μｍ以下のミクロ組織を有
するＴｔＡ ｌ基合金を、１１００℃以上の温度で焼鈍
した後、１℃／秒以下の冷却速度で冷却する条件で行う
ことが重要である． この熱処理は、平均粒径が５μ園以下のＴｉＡ ｌ基合
金の結晶粒を粗大化し、平均粒径を５μ−より大きくし
て耐クリープ性を改善することにあるが、ｌ１００℃よ
り低い焼鈍温度で熱処理しても結晶粒の戒長が遅く、且
つ、焼鈍後の組織が不均一となり、耐クリープ性の改善
が小さい． 焼鈍温度は高い方が結晶粒を粗大化するのに有利である
が、あまり高くすると結晶粒の以上戒長が局部的に発生
して混粒となるので１１００〜１４００”Ｃの温度域で
焼鈍するのが望ましい． 焼鈍後の冷却を１℃／秒より速い速度で行うと、高温で
威長したＴｉＡ ｌの粗大粒が部分的に集合した形で室
温までもちきたらされ、組織が不均一となって常温延性
が著しく低下する．この冷却は室温まで行うのがよい． 熱処理では、後述する実施例で示すように結晶粒を５μ
ｍを超えてより大きくするほど耐クリープ性は向上する
が、必要以上に大きくすると常温延性が低下し、靭性が
劣化するので焼鈍後の粒径は平均で５μ臆超え１５μｍ
以下となるように結晶粒を粗大化してやるのがよい． 焼鈍における保持時間は焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒
の大きさにより変化する．例えば、高い温度で保持時間
を長くとれば結晶粒は大きく成長し、低い温度で保持時
間が短かければ結晶粒の成長が遅い．また、同じ温度で
焼鈍し結晶粒を５μ係を超えるようにする場合、焼鈍前
の結晶粒が例えば５μｍに近いものと１μ■のものとで
は、１μ慣の方が長い保持時間が必要である． 従って、焼鈍における保持時間は焼鈍後の粒径が平均で
５μｍを超えて好ましくは１５μ鵬以下となるように、
焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒の大きさを勘案して決め
ればよい． 例えば、焼鈍前の平均ね径が１〜５μ鵬のＴｉＡ ｌ．
基合金（ＴＩ−３３．５重量％Ａ２−２重量％Ｍｏ合金
）を１１５０〜１３００℃の温度で焼鈍し、焼鈍後の平
均粒径を１０μ■とする場合の好ましい保持時間の一例
を示すと第１表の通りである． 第 ｌ 表 以下、実施例により本発明を更に説明する．（実施例） Ｔｉ−３３．５重量％Ａ２−２重量％Ｍｏの化学戒分を
有するＴｉＡ １基合金のインゴット（直径：５５ｍｍ
）をタングステン電極による非消耗式アルゴン溶解炉に
よって溶製した．このインゴットを１２００℃に加熱し
てから滅面率を７０％にとって１度に押出し加工して、
直径３０開径の丸棒に加工した． この丸棒の結晶粒を調べたところ平均粒径が１μ陽であ
った． 次いで、この丸棒に第ｌ表に示す各種条件の熱処理（真
空度：５Ｘ１０−’ｔｏｒｒ）を施し、結晶粒を粗大化
した．その後、この熱処理後の丸棒の平均粒径を測定す
るとともに、外径６請一、平行部３０ｌｌｌｌｌの引張
型クリープ試験片と、外径６．２５ａｍ、平行部３２ｍ
一の引張試験片を採取し、耐クリープ性と延性を調べた
． 耐クリープ性は、引張型クリープ試験片を８００℃に保
持し、これに２０ｋｇｆ／ｓ＋ｗ＋”の応力を付加し、
試験片が破断ずるまでの時間を測定して評価した．また
、延性は引張試験片を常温で引張って常温延性を測定す
ることで評価した． これらの結果を第２表に熱処理条件とともに示す． 第２表に示すように適正な条件で熱処理すれば、１μ鴨
の平均粒径を５μ亀を超える大きさにすることができ、
８００℃におけるクリープ破断寿命を大きく改善するこ
とができる（本発明例〉．この中でもＮα３〜Ｎｌｌ５
およびＮａ８〜１０に示す結晶粒を５μｌ１超え１５μ
−以下に大きくしたものは、常温延性を損なうことなく
、耐クリープ性が改善されている．これに対して、比較
例として示す焼鈍温度が低いＮα１は、常温延性に優れ
ているが結晶粒の粗大化が不十分であるので耐クリープ
性に劣り、冷却速度が速い阻２、Ｎａ６およびｋ７は、
熱処理を施していないＮ［Ｌ１３に比べて耐クリープ性
は改善されているが、常温延性が損なわれている． （発明の効果） 以上説明した如く、本発明の熱処理によれば超微細粒を
有する金属間化合９ｊＴｉｌＦ！基合金の耐クリープ性
を著しく改善することができる．従って、この熱処理方
法を特願平１ −９６１４４号の発明の方法と併用して
実施すれば、製品の製造が容易であるとともに製品には
優れた耐クリープ性を付与することかできる．
Claims (1)
- 平均粒径が５μｍ以下のミクロ組織を有する金属間化合
物ＴｉＡｌ基合金を１１００℃以上の温度で焼鈍した後
、１℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を５
μｍより大きくすることを特徴とする金属間化合物Ｔｉ
Ａｌ基合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18566489A JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18566489A JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0353049A true JPH0353049A (ja) | 1991-03-07 |
Family
ID=16174710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18566489A Pending JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0353049A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1994002656A1 (fr) * | 1992-07-16 | 1994-02-03 | Nippon Steel Corporation | Barre d'alliage de titane convenant pour fabriquer une soupape de moteur |
| JPH0641661A (ja) * | 1991-05-01 | 1994-02-15 | Natl Res Inst For Metals | Ｔｉ／Ａｌ基金属間化合物材料とその加工法 |
| CN100445415C (zh) * | 2007-07-31 | 2008-12-24 | 北京航空航天大学 | 一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺 |
-
1989
- 1989-07-18 JP JP18566489A patent/JPH0353049A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0641661A (ja) * | 1991-05-01 | 1994-02-15 | Natl Res Inst For Metals | Ｔｉ／Ａｌ基金属間化合物材料とその加工法 |
| WO1994002656A1 (fr) * | 1992-07-16 | 1994-02-03 | Nippon Steel Corporation | Barre d'alliage de titane convenant pour fabriquer une soupape de moteur |
| US5662745A (en) * | 1992-07-16 | 1997-09-02 | Nippon Steel Corporation | Integral engine valves made from titanium alloy bars of specified microstructure |
| CN100445415C (zh) * | 2007-07-31 | 2008-12-24 | 北京航空航天大学 | 一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5366570A (en) | Titanium matrix composites | |
| US5226985A (en) | Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties | |
| JPH07145441A (ja) | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JPH03274238A (ja) | 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法 | |
| AU2023282167B2 (en) | Creep Resistant Titanium Alloys | |
| KR101760076B1 (ko) | 석출물을 포함하는 강도와 연신율이 향상된 알루미늄-아연 합금 및 이의 제조방법 | |
| US5417781A (en) | Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties | |
| JP3101280B2 (ja) | Ａｌ基合金およびＡｌ基合金製品の製造方法 | |
| WO2000020652A1 (en) | Creep resistant gamma titanium aluminide alloy | |
| JP2586023B2 (ja) | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 | |
| WO2021020532A1 (ja) | チタン合金板及び自動車排気系部品 | |
| JPH0138848B2 (ja) | ||
| JPH0663049B2 (ja) | 超塑性加工性に優れたチタン合金 | |
| JPH04235262A (ja) | 強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法 | |
| JPH08144034A (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 | |
| JPH0353049A (ja) | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 | |
| WO2020189214A1 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法 | |
| 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 | |
| WO2019155553A1 (ja) | チタン合金材 | |
| KR102710853B1 (ko) | 주조형 알파+베타 타이타늄 합금 및 그 제조 방법 | |
| US20210332462A1 (en) | Aluminum alloy and manufacturing method thereof | |
| JPH01177340A (ja) | 高強度・耐摩耗性Ａｌ粉末合金の加工熱処理方法 | |
| JPH02274850A (ja) | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 | |
| JP3331625B2 (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 | |
| JPH05247562A (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |