JPH0784633B2 - チタンアルミニウム合金 - Google Patents
チタンアルミニウム合金Info
- Publication number
- JPH0784633B2 JPH0784633B2 JP1139409A JP13940989A JPH0784633B2 JP H0784633 B2 JPH0784633 B2 JP H0784633B2 JP 1139409 A JP1139409 A JP 1139409A JP 13940989 A JP13940989 A JP 13940989A JP H0784633 B2 JPH0784633 B2 JP H0784633B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- titanium
- tial
- aluminum
- ductility
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
-
- 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
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12486—Laterally noncoextensive components [e.g., embedded, etc.]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明は一般にチタンとアルミニウムとの合金に関す
る。さらに詳しくは、それは化学量論比及びクローム及
びニオブの添加に関して改造した、チタンとアルミニウ
ムとのガンマ合金に関する。
る。さらに詳しくは、それは化学量論比及びクローム及
びニオブの添加に関して改造した、チタンとアルミニウ
ムとのガンマ合金に関する。
金属チタンにアルミニウムをより多量に加えるにつれ
て、その結果生成するチタン−アルミニウム組成物の結
晶形が変化することは知られている。アルミニウムの含
有割合が低い場合には、アルミニウムはチタン中に固溶
し、結晶形はアルファチタンの結晶形のままである。ア
ルミニウムの濃度が高い場合（約25〜35原子％）、金属
間化合物Ti3Alが形成される。Ti3Alはアルファ２と呼ば
れる規則六方晶形を有する。さらにアルミニウムの濃度
が高い場合（50〜60原子％のAl）、別の金属間化合物Ti
Alが形成される。TiAlはガンマと呼ばれる規制正方晶形
を有する。
て、その結果生成するチタン−アルミニウム組成物の結
晶形が変化することは知られている。アルミニウムの含
有割合が低い場合には、アルミニウムはチタン中に固溶
し、結晶形はアルファチタンの結晶形のままである。ア
ルミニウムの濃度が高い場合（約25〜35原子％）、金属
間化合物Ti3Alが形成される。Ti3Alはアルファ２と呼ば
れる規則六方晶形を有する。さらにアルミニウムの濃度
が高い場合（50〜60原子％のAl）、別の金属間化合物Ti
Alが形成される。TiAlはガンマと呼ばれる規制正方晶形
を有する。
ガンマ結晶形を保有しかつ約１の化学量論比を持つ、チ
タンとアルミニウムとの合金は、高いモジュラス、低い
密度、高い熱伝導性、良好は耐酸化性及び優れた耐クリ
ープ性を保有する。第１図にTiAlにモジュラスと温度と
の関係をその他のチタン合金及びニッケルベース超合金
と対比して示す。図から明らかなように、TiAlは他のど
のチタン合金よりも優れたモジュラスを保有する。TiAl
のモジュラスが高温において高いばかりでなく、温度上
昇にともなうモジュラスの低下率がTiAlは他のチタン合
金より低い。さらに、他のチタン合金は役に立たなくな
るような高い温度で、TiAlは有用なモジュラスを維持す
る。TiAl金属間化合物に基ずく合金は、高温において高
いモジュラスが要求されしかも良好な耐環境性が必要な
用途にとって魅力的な軽量材料である。
タンとアルミニウムとの合金は、高いモジュラス、低い
密度、高い熱伝導性、良好は耐酸化性及び優れた耐クリ
ープ性を保有する。第１図にTiAlにモジュラスと温度と
の関係をその他のチタン合金及びニッケルベース超合金
と対比して示す。図から明らかなように、TiAlは他のど
のチタン合金よりも優れたモジュラスを保有する。TiAl
のモジュラスが高温において高いばかりでなく、温度上
昇にともなうモジュラスの低下率がTiAlは他のチタン合
金より低い。さらに、他のチタン合金は役に立たなくな
るような高い温度で、TiAlは有用なモジュラスを維持す
る。TiAl金属間化合物に基ずく合金は、高温において高
いモジュラスが要求されしかも良好な耐環境性が必要な
用途にとって魅力的な軽量材料である。
そのような用途に対してTiAlを実際に適用することを制
限するTiAlの特性の一つは、室温において発生すること
が観測される脆性される。また、金属化合物TiAlを構造
部材用途に利用するには、まず該金属間化合物の室温に
おける強度を改善しなければならない。TiAl金属間化合
物を改良して室温における延性及び／又は強度を向上す
ることは、組成物についてそれらに求められている高温
度での利用を可能にするために極めて要望が高い。
限するTiAlの特性の一つは、室温において発生すること
が観測される脆性される。また、金属化合物TiAlを構造
部材用途に利用するには、まず該金属間化合物の室温に
おける強度を改善しなければならない。TiAl金属間化合
物を改良して室温における延性及び／又は強度を向上す
ることは、組成物についてそれらに求められている高温
度での利用を可能にするために極めて要望が高い。
軽量及び高温での利用の潜在的な利点とともに、使用さ
れるTiAl組成物において最も望まれることは、室温にお
ける強度と延性とを合わせ持つことである。該金属組成
物の一部の用途には最小１％台の延性でかまわないが、
より高い延性に対する要望はずっと高い。組成物が有用
であるための最小強度は約50ksi又は約350MPaである。
しかし、この水準の強度を保有する材料は実用に供する
限界であり、用途によりさらに高い強度が望まれる。
れるTiAl組成物において最も望まれることは、室温にお
ける強度と延性とを合わせ持つことである。該金属組成
物の一部の用途には最小１％台の延性でかまわないが、
より高い延性に対する要望はずっと高い。組成物が有用
であるための最小強度は約50ksi又は約350MPaである。
しかし、この水準の強度を保有する材料は実用に供する
限界であり、用途によりさらに高い強度が望まれる。
TiAl化合物の化学量論比は結晶構造を変化することなく
ある範囲で変化させることができる。アルミニウム含有
量は約50〜約60原子％の範囲で変化させることができ
る。TiAl組成物の性質は、チタン及びアルミニウム成分
の化学量論比に１％ないしそれ以上の比較的小さな変化
をもたらす結果として、非常に大きく変化する。これら
の性質は、同様に比較的少量の第３の元素を添加するこ
とによっても同様に影響を受ける。
ある範囲で変化させることができる。アルミニウム含有
量は約50〜約60原子％の範囲で変化させることができ
る。TiAl組成物の性質は、チタン及びアルミニウム成分
の化学量論比に１％ないしそれ以上の比較的小さな変化
をもたらす結果として、非常に大きく変化する。これら
の性質は、同様に比較的少量の第３の元素を添加するこ
とによっても同様に影響を受ける。
本発明者らは、ガンマTiAl金属化合物をさらに改良する
には、第３添加元素だけでなく第４添加元素をも組成物
が含有するように添加元素を組合わせて加えればよいこ
とを見い出した。
には、第３添加元素だけでなく第４添加元素をも組成物
が含有するように添加元素を組合わせて加えればよいこ
とを見い出した。
さらに、本発明者は第４の添加元素を含有する組成物は
望ましいほどに高い延性と有用な耐酸化性とを含む性質
を独特で望ましい組合わせで保有することを発明した。
望ましいほどに高い延性と有用な耐酸化性とを含む性質
を独特で望ましい組合わせで保有することを発明した。
先行技術 Ti3Al金属間化合物、TiAl金属間化合物及びTiAl3金属間
化合物を含むチタンアルミニウム組成物に関して多くの
文献がある。米国特許明細書第4,294,615号「TiAl型チ
タン合金」はTiAl金属間化合物を含むチタンアルミ化合
物型合金についての広範な検討を含む。該特許の第１欄
の50行目以降に、TiAlの利点及び欠点をTi3Alと比較し
て以下のように論じている。
化合物を含むチタンアルミニウム組成物に関して多くの
文献がある。米国特許明細書第4,294,615号「TiAl型チ
タン合金」はTiAl金属間化合物を含むチタンアルミ化合
物型合金についての広範な検討を含む。該特許の第１欄
の50行目以降に、TiAlの利点及び欠点をTi3Alと比較し
て以下のように論じている。
「TiAlガンマ合金系はアルミニウムをより多く含有する
のだからより軽量であるという潜在特性を保有すること
は明白であろう。1950年代の研究室における研究によれ
ば、チタンのアルミニウム化合物合金は約1000℃までの
高温度用途に対する可能性があることを示していた。し
かし、その後のそのような合金について工業的な経験か
ら、それら合金は必要な高温強度は保有するが室温から
中程度の温度、すなわち20゜〜550℃の温度においてほ
とんどあるいは全く延性を保有しないということであっ
た。極度に脆性の材料は容易には組立てることができな
いうえ、希れではあるが避けられない使用中の小さな損
傷に耐えることができず割れ及び続いて破損を起こして
しまうことになる。これらは他の基本合金を代替するよ
うな有用な工業材料ではない。」 TiAlとTi3Alとは基本的には規則的チタンアルミニウム
金属間化合物ではあるが、合金系TiAlは実質的にTi3Al
と（Tiの固溶体合金とも）異なることは知られている。
上記特許明細書第4,294,615号は第１欄の下段に次のよ
うに述べている。
のだからより軽量であるという潜在特性を保有すること
は明白であろう。1950年代の研究室における研究によれ
ば、チタンのアルミニウム化合物合金は約1000℃までの
高温度用途に対する可能性があることを示していた。し
かし、その後のそのような合金について工業的な経験か
ら、それら合金は必要な高温強度は保有するが室温から
中程度の温度、すなわち20゜〜550℃の温度においてほ
とんどあるいは全く延性を保有しないということであっ
た。極度に脆性の材料は容易には組立てることができな
いうえ、希れではあるが避けられない使用中の小さな損
傷に耐えることができず割れ及び続いて破損を起こして
しまうことになる。これらは他の基本合金を代替するよ
うな有用な工業材料ではない。」 TiAlとTi3Alとは基本的には規則的チタンアルミニウム
金属間化合物ではあるが、合金系TiAlは実質的にTi3Al
と（Tiの固溶体合金とも）異なることは知られている。
上記特許明細書第4,294,615号は第１欄の下段に次のよ
うに述べている。
「当業者は２種の規則的相の間には実質的は相異のある
ことを認める。Ti3Alの合金化及び変態についての挙動
はチタンの場合とくらべてそれらの六方晶構造が非常に
類似しているので類似する。しかし、化合物TiAlは原子
の正方配列を保有しており、そのためやや異なる合金化
特性を持つ。このような差異は以前の文献ではしばしば
認識されていない。」 前記特許第4,294,615号には、バナジウムと炭素とをTiA
lに添加して生成する合金について、特性の改良がもた
らされると記述してある。
ことを認める。Ti3Alの合金化及び変態についての挙動
はチタンの場合とくらべてそれらの六方晶構造が非常に
類似しているので類似する。しかし、化合物TiAlは原子
の正方配列を保有しており、そのためやや異なる合金化
特性を持つ。このような差異は以前の文献ではしばしば
認識されていない。」 前記特許第4,294,615号には、バナジウムと炭素とをTiA
lに添加して生成する合金について、特性の改良がもた
らされると記述してある。
前記特許第4,294,615号は、またTi−45Al−5.0Nbの原子
％組成を有する合金T2A−112を第２表に開示している
が、しかし該組成物が何らの有用な性質を保有するとは
記述してない。
％組成を有する合金T2A−112を第２表に開示している
が、しかし該組成物が何らの有用な性質を保有するとは
記述してない。
チタンアルミニウム化合物及びそれら化合物の性質を扱
った幾つかの技術文献を以下に記す。
った幾つかの技術文献を以下に記す。
1.イー・エス・バンプス，エイチ・ディー・ケスラー及
びエム・ハンセン，“チタニウム−アルミニウム シス
テム",ジャーナル オブ メタルス,1952年６月,609〜6
14ページ，トランズアクションス エイアイエムイー，
巻194 （I.E.S.Bumps,H.D.Kessler,and M.Hansen,“Titanium
−Aluminum System",Journal of Metals,June,1952,pp.
609−614,TRANSACTIONS AIME,Vol.194.） 2.エイチ・アール・オグデン，ディー・ジェイ・メイク
ス，ダブリュ・エル・フィンレー，及びアール・アイ・
ジャフィー，“メカニカル プロパティーズ オブ ハ
イ ピュアリティ Ti−Al アロイズ″ジャーナル オ
ブ メタルス,1953年２月,267〜272ページ，トランズア
クションス エイアイエムイー，巻197. （2.H.R.Ogden,D.J.Maykuth,W.L.Finlay,and R.I.Jaffe
e,“Mechanical Properties of High Purity Ti−Al Al
loys“Journal of Metals,February,1953,pp.267−272,
TRANSACTIONS AIME,Vol.197.） 3.ジョセフ・ビー・マクアンドリュー，及びエイチ・デ
ィー・ケスラー，“Ti−36 Pct Alアズ ア ベース
フォア ハイテンペレーチャアロイズ″，ジャーナル
オブ メタルス,1956年10月,1348〜1353ページ，トラ
ンズアクションス エイアイエムイー，巻206. （3.Joseph B.McAndrew,and H.D.Kessler,“Ti−36 Pct
Al as a Base for High Temperature Alloys",Journal
of Metals,October,1956,pp.1348−1353.TRANSACTIONS
AIME.Vol.216.） 上記マクアンドリューの参照文献はTiAl金属間ガンマ合
金を開発中の研究を開示している。マクアンドリューは
第２表に33〜49ksiの引張強さを保有する合金を、「設
計応力がこの水準より十分に下である用途には適切であ
る」と報告している。この記述は第２表の直ぐ上にあ
る。第４表の上にあるパラグラフでは、タンタル、銀及
びニオブ（コロンビウム）は1200℃以下の温度に露出し
た合金に薄い保護酸化物被覆の形成を起こすので有効な
合金成分であることがわかったとマクアンドリューは述
べている。マクアンドリューの第４図には、1200℃で96
時間静止した空気中に露出した場合における、酸化の深
度に対するニオブの公称重量％がプロットしてある。第
1353頁の“まとめ”の真上に、７重量％のニオブを含有
するチタン合金の試料が比較に用いたTi−36Alよりも50
％高い破断応力特性を示すと、報告されている。
びエム・ハンセン，“チタニウム−アルミニウム シス
テム",ジャーナル オブ メタルス,1952年６月,609〜6
14ページ，トランズアクションス エイアイエムイー，
巻194 （I.E.S.Bumps,H.D.Kessler,and M.Hansen,“Titanium
−Aluminum System",Journal of Metals,June,1952,pp.
609−614,TRANSACTIONS AIME,Vol.194.） 2.エイチ・アール・オグデン，ディー・ジェイ・メイク
ス，ダブリュ・エル・フィンレー，及びアール・アイ・
ジャフィー，“メカニカル プロパティーズ オブ ハ
イ ピュアリティ Ti−Al アロイズ″ジャーナル オ
ブ メタルス,1953年２月,267〜272ページ，トランズア
クションス エイアイエムイー，巻197. （2.H.R.Ogden,D.J.Maykuth,W.L.Finlay,and R.I.Jaffe
e,“Mechanical Properties of High Purity Ti−Al Al
loys“Journal of Metals,February,1953,pp.267−272,
TRANSACTIONS AIME,Vol.197.） 3.ジョセフ・ビー・マクアンドリュー，及びエイチ・デ
ィー・ケスラー，“Ti−36 Pct Alアズ ア ベース
フォア ハイテンペレーチャアロイズ″，ジャーナル
オブ メタルス,1956年10月,1348〜1353ページ，トラ
ンズアクションス エイアイエムイー，巻206. （3.Joseph B.McAndrew,and H.D.Kessler,“Ti−36 Pct
Al as a Base for High Temperature Alloys",Journal
of Metals,October,1956,pp.1348−1353.TRANSACTIONS
AIME.Vol.216.） 上記マクアンドリューの参照文献はTiAl金属間ガンマ合
金を開発中の研究を開示している。マクアンドリューは
第２表に33〜49ksiの引張強さを保有する合金を、「設
計応力がこの水準より十分に下である用途には適切であ
る」と報告している。この記述は第２表の直ぐ上にあ
る。第４表の上にあるパラグラフでは、タンタル、銀及
びニオブ（コロンビウム）は1200℃以下の温度に露出し
た合金に薄い保護酸化物被覆の形成を起こすので有効な
合金成分であることがわかったとマクアンドリューは述
べている。マクアンドリューの第４図には、1200℃で96
時間静止した空気中に露出した場合における、酸化の深
度に対するニオブの公称重量％がプロットしてある。第
1353頁の“まとめ”の真上に、７重量％のニオブを含有
するチタン合金の試料が比較に用いたTi−36Alよりも50
％高い破断応力特性を示すと、報告されている。
発明の要約 本発明の一つの目的は、室温における延性及び関連する
特性の改善されたチタンアルミニウム金属間化合物を形
成する方法を提供することである。
特性の改善されたチタンアルミニウム金属間化合物を形
成する方法を提供することである。
もう一つの目的は、チタンアルミニウム金属間化合物の
低中温度における性質を改善することである。
低中温度における性質を改善することである。
もう一つの目的は、改善された性質及び加工性を低中温
度において保有するチタンとアルミニウムとの合金を低
供することである。
度において保有するチタンとアルミニウムとの合金を低
供することである。
もう一つの目的は、TiAlベース組成物の延性及び耐酸化
性を合わせて改善することである。
性を合わせて改善することである。
さらなるもう一つの目的は、TiAl組成物の耐酸化性を改
善することである。
善することである。
さらにもう一つの目的は強度、延性及び耐酸化性を合わ
せて改善することである。
せて改善することである。
その他の目的は以下の説明において一部は自明となりま
た一部は指摘されるであろう。
た一部は指摘されるであろう。
本発明の一般的な一側面において、本発明の目的は、非
化学量論的なTiAlベース合金を得ること、そしてこの非
化学量論組成物に比較的低濃度のクロームと低濃度のニ
オブとを添加することにより達成される。添加に続いて
クロームを含有する非化学量論TiAl金属間化合物を急速
に凝固させることができる。約１〜３原子％台のクロー
ム及び１〜５原子％程度のニオブの添加を意図する。
化学量論的なTiAlベース合金を得ること、そしてこの非
化学量論組成物に比較的低濃度のクロームと低濃度のニ
オブとを添加することにより達成される。添加に続いて
クロームを含有する非化学量論TiAl金属間化合物を急速
に凝固させることができる。約１〜３原子％台のクロー
ム及び１〜５原子％程度のニオブの添加を意図する。
急速に凝固させた組成物は静水圧圧縮成形及び押出加工
のごときにより圧密して本発明の緻密な組成物とするこ
とができる。
のごときにより圧密して本発明の緻密な組成物とするこ
とができる。
本発明の合金はインゴット状に製造することができると
ともにインゴット治金により処理することができる。
ともにインゴット治金により処理することができる。
発明の詳しい内容 実施例１〜３（参考例） TiAlの化学量論比に近い様々な化学量論比にチタンとア
ルミニウムとを含有する三種の別々の溶融物を作成し
た。組成、焼なまし温度及び該組成物で実施した試験の
結果は第１表に示す。
ルミニウムとを含有する三種の別々の溶融物を作成し
た。組成、焼なまし温度及び該組成物で実施した試験の
結果は第１表に示す。
各実施例について電気アーク溶解により合金をまずイン
ゴットとした。アルゴンの分圧中で溶融スピニング（me
lt spinning）することにより該押インゴットをリボン
状とした。該両溶融工程において望ましくない溶融物−
容器反応を防ぐために溶融体用の容器として水冷銅炉床
を用いた。チタンは酸素との親和力が強いので、高温の
金属を酸素に曝さないようにも注意した。
ゴットとした。アルゴンの分圧中で溶融スピニング（me
lt spinning）することにより該押インゴットをリボン
状とした。該両溶融工程において望ましくない溶融物−
容器反応を防ぐために溶融体用の容器として水冷銅炉床
を用いた。チタンは酸素との親和力が強いので、高温の
金属を酸素に曝さないようにも注意した。
急速凝固させたリボンは真空に引いた鋼製缶に詰み込み
密封した。次に、該缶を950℃（1740゜F）で３時間30ks
iの圧力で熱間静水圧処理（HIP）した、熱間静水圧処理
した缶は削り取って圧密されたリボンでできたプラグ状
物とした。熱間静水圧処理した試料は直径が約2.54cm
（１インチ）長さが約7.62cm（３インチ）のプラグ状物
であった。
密封した。次に、該缶を950℃（1740゜F）で３時間30ks
iの圧力で熱間静水圧処理（HIP）した、熱間静水圧処理
した缶は削り取って圧密されたリボンでできたプラグ状
物とした。熱間静水圧処理した試料は直径が約2.54cm
（１インチ）長さが約7.62cm（３インチ）のプラグ状物
であった。
該プラグ状物をビレットの中央開口部に軸方向に沿って
入れてその中に密封した。該ビレットを975℃（1787゜
F）に加熱し、断面減少率が約7:1になるようにダイによ
って押出加工した。押出加工したプラグをビレットから
取り出して熱処理した。
入れてその中に密封した。該ビレットを975℃（1787゜
F）に加熱し、断面減少率が約7:1になるようにダイによ
って押出加工した。押出加工したプラグをビレットから
取り出して熱処理した。
押出加工した試料は第１表に示す温度で２時間焼なまし
を施した。焼なましに続いて1000℃で２時間の時効を行
った。1.5×３×25.4mm（0.060×0.120×1.0インチ）の
寸法の室温４点曲げ試験用試験片を削り出した。内側ス
パン10mm（0.4インチ）外側スパン20mm（0.8インチ）の
４点曲げ試験治具により曲げ試験を実施した。荷重負荷
支点（lord−crossherd）の変位を示す曲線を記録し
た。得られた曲線に基ずき以下の性質が明らかにされ
た。
を施した。焼なましに続いて1000℃で２時間の時効を行
った。1.5×３×25.4mm（0.060×0.120×1.0インチ）の
寸法の室温４点曲げ試験用試験片を削り出した。内側ス
パン10mm（0.4インチ）外側スパン20mm（0.8インチ）の
４点曲げ試験治具により曲げ試験を実施した。荷重負荷
支点（lord−crossherd）の変位を示す曲線を記録し
た。得られた曲線に基ずき以下の性質が明らかにされ
た。
1.降伏強さは0.0254mm（1/1000インチ）の荷重負荷支点
の変位に相当する流れ応力である。この量の荷重負荷支
点の変位は塑性変形が起り始め弾性変形から塑性変形に
移行したことを示すものとみなされる。一般の圧縮又は
引張試験による降伏強さ及び／又は破断強さの測定結果
は、ここで報告する測定値を得るために実施した４点曲
げの結果より低い値となる傾向がある。４点曲げ測定に
よる結果が、一般の圧縮又は引張試験で得られる値と比
較して高いレベルにあることは記憶しておかなければな
らない。しかし、ここでの実施例の測定結果の比較は測
定したすべての試料について４点曲げ試験同志の間で行
っており、組成あるいは組成物の処理の差に起因する強
度特性の差異を確立するに際してそれらの比較は全く有
効である。
の変位に相当する流れ応力である。この量の荷重負荷支
点の変位は塑性変形が起り始め弾性変形から塑性変形に
移行したことを示すものとみなされる。一般の圧縮又は
引張試験による降伏強さ及び／又は破断強さの測定結果
は、ここで報告する測定値を得るために実施した４点曲
げの結果より低い値となる傾向がある。４点曲げ測定に
よる結果が、一般の圧縮又は引張試験で得られる値と比
較して高いレベルにあることは記憶しておかなければな
らない。しかし、ここでの実施例の測定結果の比較は測
定したすべての試料について４点曲げ試験同志の間で行
っており、組成あるいは組成物の処理の差に起因する強
度特性の差異を確立するに際してそれらの比較は全く有
効である。
2.破断強さは破断を起こした応力である。
3.外側繊維ひずみは、試験片厚さをｈ×2.54cm（ｈイン
チ）、破断時の荷重負荷支点変位をｄ×2.54cm（ｄイン
チ）として9.71hdの量である。金属学的には、計算値は
曲げ試験片の外側表面における破断時の塑性変形量を表
わしている。
チ）、破断時の荷重負荷支点変位をｄ×2.54cm（ｄイン
チ）として9.71hdの量である。金属学的には、計算値は
曲げ試験片の外側表面における破断時の塑性変形量を表
わしている。
結果は次の第１表に示した。1300℃で焼なました試料の
性質に関してのデータを第１表に示す。これらの試料に
ついて個々にその他のデータを第２図に示す。
性質に関してのデータを第１表に示す。これらの試料に
ついて個々にその他のデータを第２図に示す。
実施例２の合金12が特性の最善の組合わせを示している
ことがこの表のデータから明らかである。Ti−Al組成物
の特性はTi/Alの原子比及び適用する熱処理に非常に鋭
敏であることがこれにより確認できる。下記のように実
施した実験に基ずくさらなる特性改善のための基本合金
として合金12を用いた。
ことがこの表のデータから明らかである。Ti−Al組成物
の特性はTi/Alの原子比及び適用する熱処理に非常に鋭
敏であることがこれにより確認できる。下記のように実
施した実験に基ずくさらなる特性改善のための基本合金
として合金12を用いた。
1250℃〜1350℃の間の温度における焼なましにより試験
片は降伏強さ、破断強さ及び外側繊維ひずみが望ましい
レベルとなることも明らかである。しかし、1400℃で焼
なました場合には1350℃で焼なました場合よりも、試験
片はかなり低い降伏強さ（約20％低い）、低い破断強さ
（約30％低い）及び低い延性（約78％低い）を保有する
結果となる。特性の急激な低下は1350℃をかなり越える
温度での多量のベータ変態のための顕微鏡組織の著しい
変化による。
片は降伏強さ、破断強さ及び外側繊維ひずみが望ましい
レベルとなることも明らかである。しかし、1400℃で焼
なました場合には1350℃で焼なました場合よりも、試験
片はかなり低い降伏強さ（約20％低い）、低い破断強さ
（約30％低い）及び低い延性（約78％低い）を保有する
結果となる。特性の急激な低下は1350℃をかなり越える
温度での多量のベータ変態のための顕微鏡組織の著しい
変化による。
実施例４〜13（参考例） 所定の原子比にチタンとアルミニウムとを含有するとと
もに比較的小さい原子％で添加物を含有するさらに10種
の別々の溶融物を作成した。
もに比較的小さい原子％で添加物を含有するさらに10種
の別々の溶融物を作成した。
試料はそれぞれ上記実施例１〜３に記載の方法で作成し
た。
た。
組成、焼なまし温度及び組成物について実施した試験の
結果は、比較のための基本合金である合金12と対比して
第２表に記述する。
結果は、比較のための基本合金である合金12と対比して
第２表に記述する。
1200℃で熱処理した実施例４及び５は、延性が本質的に
０であると認められたため降伏強さは測定できなかっ
た。1300℃で焼なまし実施した実施例５の試験片は延性
が増加したが、しかし依然として不当に低かった。
０であると認められたため降伏強さは測定できなかっ
た。1300℃で焼なまし実施した実施例５の試験片は延性
が増加したが、しかし依然として不当に低かった。
1250℃で焼なましをした実施例６は上記と同じであっ
た。1300℃及び1350℃で焼なましを実施した実施例６の
試験片は延性はかなり高いが降伏強さは低かった。
た。1300℃及び1350℃で焼なましを実施した実施例６の
試験片は延性はかなり高いが降伏強さは低かった。
この他の実施例のいずれの試験片も意味のある水準を延
性を保有するとは認められなかった。
性を保有するとは認められなかった。
試験のための組成物の調製において用いたパラメータの
セットほ極めて複雑で相互に関連していることは第２表
に示した結果から明らかである。１つのパラメータはチ
タンのアルミニウムに対する原子比である。化学量論比
又は非化学量論比は、種々の組成物について形成される
試験特性に強い影響があることは第２図にプロットした
データから明らかである。
セットほ極めて複雑で相互に関連していることは第２表
に示した結果から明らかである。１つのパラメータはチ
タンのアルミニウムに対する原子比である。化学量論比
又は非化学量論比は、種々の組成物について形成される
試験特性に強い影響があることは第２図にプロットした
データから明らかである。
もう一つのパラメータのセットはTiAl基本組成に添加す
るべく選択する添加物である。このセットの第１のパラ
メータは個々の添加物がチタンとアルミニウムとのうち
のいずれに対して置換原子として作用するかに関係す
る。ある金属はいずれの置換原子としても作用すること
ができ、添加物がいずれの作用をするかを判断すること
のできる簡単な規則はない。このパラメータの重要性は
添加物Ｘをある原子％で添加することを考慮する場合に
明らかである。
るべく選択する添加物である。このセットの第１のパラ
メータは個々の添加物がチタンとアルミニウムとのうち
のいずれに対して置換原子として作用するかに関係す
る。ある金属はいずれの置換原子としても作用すること
ができ、添加物がいずれの作用をするかを判断すること
のできる簡単な規則はない。このパラメータの重要性は
添加物Ｘをある原子％で添加することを考慮する場合に
明らかである。
Ｘがチタン置換原子として作用するならば、組成物Ti48
Al48X4において、アルミニウムの有効濃度は48原子％で
あり、チタンの有効濃度は52原子％であろう。
Al48X4において、アルミニウムの有効濃度は48原子％で
あり、チタンの有効濃度は52原子％であろう。
反対にＸがアルミニウムの置換原子として作用するなら
ば、生成する組成物は有効アルミニウム濃度が52原子％
となり、有効チタン濃度が48原子％となるだろう。
ば、生成する組成物は有効アルミニウム濃度が52原子％
となり、有効チタン濃度が48原子％となるだろう。
従って、行われる置換の性質は非常に重要であるが、し
かし予測が極めて困難である。
かし予測が極めて困難である。
このセットのもう一つのパラメータは添加物の濃度であ
る。
る。
第２表から明らかなさらにもう一つのパラメータは焼な
まし温度である。一つの添加物について最善の強度特性
をもとらす焼なまし温度は添加物によって異なることが
認められる。実施例６に述べた結果と実施例７に述べた
結果とを比較することによりこれは認めることができ
る。
まし温度である。一つの添加物について最善の強度特性
をもとらす焼なまし温度は添加物によって異なることが
認められる。実施例６に述べた結果と実施例７に述べた
結果とを比較することによりこれは認めることができ
る。
さらに、添加物に関して濃度と焼なましとの複合効果が
あることがあり、特性に何らかの改善がみられるとすれ
ば最高の効果は添加物濃度と焼なまし温度とのある組合
わせにおいて生起されるものであるから希望する特性改
良を行うには濃度及び／又は焼なまし温度ぱそれより高
くてもまた低くても効果的でなくなる。
あることがあり、特性に何らかの改善がみられるとすれ
ば最高の効果は添加物濃度と焼なまし温度とのある組合
わせにおいて生起されるものであるから希望する特性改
良を行うには濃度及び／又は焼なまし温度ぱそれより高
くてもまた低くても効果的でなくなる。
非化学量論TiAl組織物に第３成分を添加して得られる結
果は予測が極めて困難であること、そして延性又は強度
又はその両者に関する試験の大多数の結果は成功とは言
えないことは、第２表の内容から箔らかである。
果は予測が極めて困難であること、そして延性又は強度
又はその両者に関する試験の大多数の結果は成功とは言
えないことは、第２表の内容から箔らかである。
実施例14〜17（参考例） 添加物をも含有するチタンのアルミニウム化合物合金の
さらなるパラメータは、組合わせて用いた添加物がそれ
らの添加物を別々に添加して得られるそれぞれの効果の
寄せ集めの必ずしも示さないことである。
さらなるパラメータは、組合わせて用いた添加物がそれ
らの添加物を別々に添加して得られるそれぞれの効果の
寄せ集めの必ずしも示さないことである。
第３表に示すように、バナジウム、ニオブ及びタンタル
をそれぞれに添加した４種のTiAl基本試料を上記実施例
１〜３に述べた方法で調製した。これらの組成は同時係
続米国特許出願明細書第138,476号、第138,408号及び第
138,485号それぞれに報告されている最善の組成であ
る。
をそれぞれに添加した４種のTiAl基本試料を上記実施例
１〜３に述べた方法で調製した。これらの組成は同時係
続米国特許出願明細書第138,476号、第138,408号及び第
138,485号それぞれに報告されている最善の組成であ
る。
第４の組成は、バナジウム、ニオブ及びタンタルを組合
わせて添加し第３表において合金48と呼称している単一
の合金とした組成である。
わせて添加し第３表において合金48と呼称している単一
の合金とした組成である。
バナジウム、ニオブ及びタンタルそれぞれ単独に添加す
ることにより、実施例14,15及び16に示されるようにそ
れぞれ個別に実質的にTiAl基本合金を改良することがで
きることは第３表から明らかである。しかし、これらの
同じ添加物を一つの合金の中に組合わせて添加した場合
には、個々の添加物の改良効果を加算した結果とはなら
ない。事実は全く逆である。
ることにより、実施例14,15及び16に示されるようにそ
れぞれ個別に実質的にTiAl基本合金を改良することがで
きることは第３表から明らかである。しかし、これらの
同じ添加物を一つの合金の中に組合わせて添加した場合
には、個々の添加物の改良効果を加算した結果とはなら
ない。事実は全く逆である。
まず第一に、個別に添加した合金に用いた焼なまし温度
である1350℃で焼なましを施した合金48は脆性材料に変
化してしまい、試験片を作成するための機械加工中に破
損してしまった。
である1350℃で焼なましを施した合金48は脆性材料に変
化してしまい、試験片を作成するための機械加工中に破
損してしまった。
第二に、組合わせ添加物を入れた合金は1250℃で焼なま
しを実施した場合に、個々の添加物の別々の合金で得ら
れるよりも劣る結果を示した。
しを実施した場合に、個々の添加物の別々の合金で得ら
れるよりも劣る結果を示した。
特に延性については、バナジウムは実施例14の合金14に
おいて実質的に改善することに非常に成功していること
が明らかである。しかし、実施例17の合金48においてバ
ナジウムをその他の添加物と組合わせた場合、バナジウ
ム単独なら達成できる延性の改良が全く達成されなくな
る。事実基本合金の延性は0.1まで低下してしまう。
おいて実質的に改善することに非常に成功していること
が明らかである。しかし、実施例17の合金48においてバ
ナジウムをその他の添加物と組合わせた場合、バナジウ
ム単独なら達成できる延性の改良が全く達成されなくな
る。事実基本合金の延性は0.1まで低下してしまう。
さらに、耐酸化性に関しては、ニオブを添加した合金40
の重量減少は4mg/cm2であり、基本合金の重量減少31mg/
cm2と比較し非常に大幅に改良されている。酸化試験、
すなわち耐酸化性の補助的試験は試験用試料を982℃で4
8時間加熱することからなる。試料を冷却してから試料
をこすってすべての酸化物膜を取り除く。加熱及びこす
り落としの前後に試料の重さを測定することにより重量
変化を測定した。グラムで表わした全重量減少量を平方
センチメートルで表わした試料の全表面積で除して重量
減少をg/cm2単位で計算する。この酸化試験は本出願に
述べる酸化又は耐酸化性のすべての測定に用いた試験で
ある。
の重量減少は4mg/cm2であり、基本合金の重量減少31mg/
cm2と比較し非常に大幅に改良されている。酸化試験、
すなわち耐酸化性の補助的試験は試験用試料を982℃で4
8時間加熱することからなる。試料を冷却してから試料
をこすってすべての酸化物膜を取り除く。加熱及びこす
り落としの前後に試料の重さを測定することにより重量
変化を測定した。グラムで表わした全重量減少量を平方
センチメートルで表わした試料の全表面積で除して重量
減少をg/cm2単位で計算する。この酸化試験は本出願に
述べる酸化又は耐酸化性のすべての測定に用いた試験で
ある。
タンタルを添加した合金60に関しては、1325℃で焼なま
しを実施した試料の重量減少は2mg/cm2であり、基本合
金の重量減少31mg,/cm2と再び比較する。すなわち、ニ
オブ及びタンタルはそれぞれ単独に添加するかぎり基本
合金の耐酸化性の改良に非常に効果がある。
しを実施した試料の重量減少は2mg/cm2であり、基本合
金の重量減少31mg,/cm2と再び比較する。すなわち、ニ
オブ及びタンタルはそれぞれ単独に添加するかぎり基本
合金の耐酸化性の改良に非常に効果がある。
しかし、第３表の実施例17の結果から明らかであるよう
に、バナジウム、ニオブ及びタンタルの３成分すべてを
組合わせて含有する合金48では酸化は基本合金の約２倍
に増加する。これはニオブを単独で含有させた上記合金
40より７倍大きく、またタンタルを単独で含有させた合
金60より約15倍大きい。
に、バナジウム、ニオブ及びタンタルの３成分すべてを
組合わせて含有する合金48では酸化は基本合金の約２倍
に増加する。これはニオブを単独で含有させた上記合金
40より７倍大きく、またタンタルを単独で含有させた合
金60より約15倍大きい。
個別に添加物を用いることにより得られるそれぞれの長
所及び短所はそれらの添加物を個別に何度繰返して用い
ても確実に再現する。しかし、添加物を組合わせて用い
ると基本合金中での組合せた個々の添加物の効果は同一
ベース合金中であってもそれらの添加物を単独に加えた
場合の効果とは全く違ったものになり得る。かくして、
バナジウムの添加はチタンアルミニウム組成物の延性に
対して効果があることを発明した。これは米国特許出願
第138,476号に開示し検討した。さらに、TiAl基本合金
の強度に対して効果があることがわかった添加物の一つ
でありかつ1987年12月28日出願の米国特許出願第138,40
8号明細書に説明のある添加物の一つはニオブである。
さらに、TiAl基本合金に単独にニオブを添加することに
より耐酸化性が向上することは前記のマクアンドリュー
の文献にも示されている。同様に、タンタルの単独添加
も耐酸化性の向上を支援するとマクアンドリューは指摘
されている。さらに、米国特許出願第138,485号明細書
においてタンタルの添加によって延性が向上することが
開示されている。
所及び短所はそれらの添加物を個別に何度繰返して用い
ても確実に再現する。しかし、添加物を組合わせて用い
ると基本合金中での組合せた個々の添加物の効果は同一
ベース合金中であってもそれらの添加物を単独に加えた
場合の効果とは全く違ったものになり得る。かくして、
バナジウムの添加はチタンアルミニウム組成物の延性に
対して効果があることを発明した。これは米国特許出願
第138,476号に開示し検討した。さらに、TiAl基本合金
の強度に対して効果があることがわかった添加物の一つ
でありかつ1987年12月28日出願の米国特許出願第138,40
8号明細書に説明のある添加物の一つはニオブである。
さらに、TiAl基本合金に単独にニオブを添加することに
より耐酸化性が向上することは前記のマクアンドリュー
の文献にも示されている。同様に、タンタルの単独添加
も耐酸化性の向上を支援するとマクアンドリューは指摘
されている。さらに、米国特許出願第138,485号明細書
においてタンタルの添加によって延性が向上することが
開示されている。
換言すれば、バナジウムは単独でチタンアルミニウム化
合物の延性の改良に効果的に貢献し得ること、及びタン
タルは単独で延性と耐酸化性とに貢献し得ることは判明
している。ニオブの添加はチタンアルミニウム合金の強
度及び耐酸化性特性に効果的に貢献し得ることは個別に
判明している。しかし、実施例17に示されるように、バ
ナジウム、タンタル及びニオブを同時に用いて添加物と
して一つの合金組成物に入れた場合、該合金組成物は該
添加物により改良されず、むしろニオブ、タンタル又は
バナジウムを含有するTiAlの特性より実質的に減少又は
損失がある。これは第３表から明らかである。
合物の延性の改良に効果的に貢献し得ること、及びタン
タルは単独で延性と耐酸化性とに貢献し得ることは判明
している。ニオブの添加はチタンアルミニウム合金の強
度及び耐酸化性特性に効果的に貢献し得ることは個別に
判明している。しかし、実施例17に示されるように、バ
ナジウム、タンタル及びニオブを同時に用いて添加物と
して一つの合金組成物に入れた場合、該合金組成物は該
添加物により改良されず、むしろニオブ、タンタル又は
バナジウムを含有するTiAlの特性より実質的に減少又は
損失がある。これは第３表から明らかである。
２以上の添加物成分が単独にAiAlを改良するならばそれ
らを同時に用いるとTiAlをさらに改良するだろうとみな
されるかも知れないが、しかしそのような添加は予測が
極めて困難であり、事実、バナジウム、ニオブ及びタン
タルを組合わせて添加した場合には、特性の全体として
の利得があるよりむしろ特性の損失に終わることは明白
である。
らを同時に用いるとTiAlをさらに改良するだろうとみな
されるかも知れないが、しかしそのような添加は予測が
極めて困難であり、事実、バナジウム、ニオブ及びタン
タルを組合わせて添加した場合には、特性の全体として
の利得があるよりむしろ特性の損失に終わることは明白
である。
しかし、バナジウム、ニオブ及びタンタルを組合わせて
含有する合金は実施例２のTiAl12基本合金よりはるかに
劣る耐酸化性を保有することは第３表から明らかであ
る。ここでまた、個々に単独では特性を改良する添加物
を組合わせて添加することにより、個々に単独に添加物
を添加するのであれば改良される特性そのものが損失す
る結果となることがわかった。
含有する合金は実施例２のTiAl12基本合金よりはるかに
劣る耐酸化性を保有することは第３表から明らかであ
る。ここでまた、個々に単独では特性を改良する添加物
を組合わせて添加することにより、個々に単独に添加物
を添加するのであれば改良される特性そのものが損失す
る結果となることがわかった。
実施例18〜23（参考例） 第４表に示すような組成をそれぞれに保有するクローム
により改造したチタンのアルミニウム化合物を含有する
６種の試料を前記実施例１〜３に記載の方法により調製
した。
により改造したチタンのアルミニウム化合物を含有する
６種の試料を前記実施例１〜３に記載の方法により調製
した。
適切と考えられる様々な熱処理条件で処理した標準及び
改造合金のすべてについての曲げ試験結果を第４表にま
とめた。
改造合金のすべてについての曲げ試験結果を第４表にま
とめた。
合金化添加物又はドーピング添加物基本合金に付与する
性質に及ぼす効果を決める際に要因の組合わせが重要で
あることを第４表に記載の結果は示している。たとえ
ば、２原子％のクロームの添加によって合金80は特性の
良好なセットを示す。さらにクロームの添加量を増加す
ることによりさらに改良できると期待するかも知れな
い。しかし、３種類の異なるTiAl原子比を有する合金に
４原子％のクロームを添加すると、低濃度において効果
的であるとわかった添加物の濃度を増せばさらに効果が
あるだろうという単純な推理の成り立たないが示され
る。事実、クロームの添加においては推理とは逆に、少
量で良好な効果があるものが量を増すと悪い結果となる
ことが示される。
性質に及ぼす効果を決める際に要因の組合わせが重要で
あることを第４表に記載の結果は示している。たとえ
ば、２原子％のクロームの添加によって合金80は特性の
良好なセットを示す。さらにクロームの添加量を増加す
ることによりさらに改良できると期待するかも知れな
い。しかし、３種類の異なるTiAl原子比を有する合金に
４原子％のクロームを添加すると、低濃度において効果
的であるとわかった添加物の濃度を増せばさらに効果が
あるだろうという単純な推理の成り立たないが示され
る。事実、クロームの添加においては推理とは逆に、少
量で良好な効果があるものが量を増すと悪い結果となる
ことが示される。
第４表において明らかなように、よりクローム含有量の
多い（４原子％）合金49,79及び88のすべては基本合金
に比較し強度が劣っているとともに外側繊維ひずみ（延
性）も劣っている。
多い（４原子％）合金49,79及び88のすべては基本合金
に比較し強度が劣っているとともに外側繊維ひずみ（延
性）も劣っている。
対照的に、実施例18の合金は２原子％の添加物を含有し
ており、強度は幾分低いが延性は大幅に改良されてい
る。また、合金38の外側繊維ひずみ測定値は熱処理条件
によって著しく変化することが観測される。外側繊維ひ
ずみの著しい増加が1250℃の焼なましにより達成され
た。より高温で焼なましを行った場合にはひずみの減少
が観測された。２原子％の添加物を含有した合金80につ
いて同様な改良が観測されたが、この場合1300℃の焼な
ましにより最高の延性が得られた。
ており、強度は幾分低いが延性は大幅に改良されてい
る。また、合金38の外側繊維ひずみ測定値は熱処理条件
によって著しく変化することが観測される。外側繊維ひ
ずみの著しい増加が1250℃の焼なましにより達成され
た。より高温で焼なましを行った場合にはひずみの減少
が観測された。２原子％の添加物を含有した合金80につ
いて同様な改良が観測されたが、この場合1300℃の焼な
ましにより最高の延性が得られた。
実施例20では、合金87には２原子％の水準のクロームを
用いるとともにアルミニウムの濃度は50原子％に増加し
た。46〜48原子％のアルミニウム濃度において２原子％
のクロームを添加した組成物について測定された延性に
比べて、より高いアルミニウム濃度においては延性は少
し低下する。合金87では、最適熱処理温度は約1350℃で
あることがわかった。
用いるとともにアルミニウムの濃度は50原子％に増加し
た。46〜48原子％のアルミニウム濃度において２原子％
のクロームを添加した組成物について測定された延性に
比べて、より高いアルミニウム濃度においては延性は少
し低下する。合金87では、最適熱処理温度は約1350℃で
あることがわかった。
それぞれ２原子％の添加物を含有する実施例18,19及び2
0から、最適な焼なまし温度はアルミニウム濃度の増加
につれて上昇することが観測された。
0から、最適な焼なまし温度はアルミニウム濃度の増加
につれて上昇することが観測された。
このデータから1250℃で熱処理した合金38は室温特性の
最善の組合わせ保有していることがわかった。アルミニ
ウムが46原子％の合金38についての最適焼なまし温度は
1250℃であるがアルミニウムが48原子％の合金80の最適
焼なまし温度は1300℃であることに注意する。
最善の組合わせ保有していることがわかった。アルミニ
ウムが46原子％の合金38についての最適焼なまし温度は
1250℃であるがアルミニウムが48原子％の合金80の最適
焼なまし温度は1300℃であることに注意する。
1250℃での処理による合金38の、及び1300℃での熱処理
による合金80のこれらの著しい延性の向上は、1987年12
月28日出願の米国特許出願第138,485号明細書に述べら
れているごとく、予期していなかった。
による合金80のこれらの著しい延性の向上は、1987年12
月28日出願の米国特許出願第138,485号明細書に述べら
れているごとく、予期していなかった。
TiAl組成物を改造して該組成物の特性を改良することは
非常に複雑で予測し難い仕事であることは第４表に示し
たデータから明らかである。たとえば、TiAlの原子比が
適切な範囲にありしかも組成物の焼なまし温度がクロー
ム添加量に対して適切な範囲にある場合には、２％水準
のクローム添加によって非常に大幅に組成物の延性が増
加することが明らかである。添加物の添加水準を上げる
ことによって特性の改良効果が大きくなると期待するこ
とがあるかも知れないが実際には逆であり、２原子％の
水準で達成される延性の向上はクロームを４％水準に上
げた場合逆転して失われてしまうことが第４表のデータ
から明らかである。さらに、添加物の濃度を上げること
にともなう特性の変化の研究及び試験においてかなり広
い焼なまし温度範囲を用いるとともにチタンのアルミニ
ウムに対する原子比を相当に変化させたにもかかわらず
４％の水準ではTiAlの特性改良に効果がないことが明ら
かである。
非常に複雑で予測し難い仕事であることは第４表に示し
たデータから明らかである。たとえば、TiAlの原子比が
適切な範囲にありしかも組成物の焼なまし温度がクロー
ム添加量に対して適切な範囲にある場合には、２％水準
のクローム添加によって非常に大幅に組成物の延性が増
加することが明らかである。添加物の添加水準を上げる
ことによって特性の改良効果が大きくなると期待するこ
とがあるかも知れないが実際には逆であり、２原子％の
水準で達成される延性の向上はクロームを４％水準に上
げた場合逆転して失われてしまうことが第４表のデータ
から明らかである。さらに、添加物の濃度を上げること
にともなう特性の変化の研究及び試験においてかなり広
い焼なまし温度範囲を用いるとともにチタンのアルミニ
ウムに対する原子比を相当に変化させたにもかかわらず
４％の水準ではTiAlの特性改良に効果がないことが明ら
かである。
実施例24（参考例） 下記の組成を保有する合金の試料を作成した。
Ti52Al46Cr2 該合金の試験試料は２種の異なる製造モード又は方法に
より作成し、引張試験により各試料の特性を測定した。
用いた試験方法及び得られた結果を下記の第５表に示
す。
より作成し、引張試験により各試料の特性を測定した。
用いた試験方法及び得られた結果を下記の第５表に示
す。
第５表には、実施例18と24とに従って調製した合金試料
38についての結果を示してある。これらの二つの実施例
は二つの明白に異なる合金製造方法を用いてそれぞれの
実施例の合金を作った。さらに、実施例18の合金38から
作成した金属試験片とそれとは別に実施例24の合金38か
ら作成した金属試験片とに対して、従前の実施例の試験
片に対して用いた試験方法とは異なる試験方法を、採用
した。
38についての結果を示してある。これらの二つの実施例
は二つの明白に異なる合金製造方法を用いてそれぞれの
実施例の合金を作った。さらに、実施例18の合金38から
作成した金属試験片とそれとは別に実施例24の合金38か
ら作成した金属試験片とに対して、従前の実施例の試験
片に対して用いた試験方法とは異なる試験方法を、採用
した。
実施例18について検討すると、この実施例の合金は前記
実施例１〜３で述べた方法により作成した。これは急速
凝固及び圧密法である。さらに実施例18については、前
記の表のすべてのデータ、特に第４表の実施例18のデー
タを得るために採用したい４点曲げ試験は用いなかっ
た。そのかわり、採用した試験方法はより一般的な引張
試験方法であり、それによると、金属試料から引張試験
片を作成し、かかる試験片を金属が伸びそしてついに破
断するまでの引張試験に供する。たとえば、実施例18に
ついて、合金38を引張試験片に加工しその引張敷け変を
93ksiで試験片が降伏する又は伸びるまで引張荷重を負
荷した。
実施例１〜３で述べた方法により作成した。これは急速
凝固及び圧密法である。さらに実施例18については、前
記の表のすべてのデータ、特に第４表の実施例18のデー
タを得るために採用したい４点曲げ試験は用いなかっ
た。そのかわり、採用した試験方法はより一般的な引張
試験方法であり、それによると、金属試料から引張試験
片を作成し、かかる試験片を金属が伸びそしてついに破
断するまでの引張試験に供する。たとえば、実施例18に
ついて、合金38を引張試験片に加工しその引張敷け変を
93ksiで試験片が降伏する又は伸びるまで引張荷重を負
荷した。
第５表の実施例18の降伏強さ（ksi）と、４点曲げ試験
により測定した第４表の実施例18の降伏強さ（ksi）と
比較する。一般に金属工学の慣例では、引張試験片の伸
びにより測定した降伏強さが工業的な目的のためにより
一般的に、受入れられている尺度である。
により測定した第４表の実施例18の降伏強さ（ksi）と
比較する。一般に金属工学の慣例では、引張試験片の伸
びにより測定した降伏強さが工業的な目的のためにより
一般的に、受入れられている尺度である。
同様に、引張強さ108ksiは実施例18の引張試験片が引張
られた結果として破断したときの強さである。この尺度
を第４表の実施例18の破断強さ（ksi）と比較する。二
つの異なる試験は結果的にすべてのデータについて二つ
の異なる尺度となることは明らかである。
られた結果として破断したときの強さである。この尺度
を第４表の実施例18の破断強さ（ksi）と比較する。二
つの異なる試験は結果的にすべてのデータについて二つ
の異なる尺度となることは明らかである。
ここで再び塑性伸びに関して、前述の第４表に前述した
４点曲げ試験による実施例18の結果と第５表の最後の欄
に記載の実施例18の永久伸び（％）との間には相関があ
る。
４点曲げ試験による実施例18の結果と第５表の最後の欄
に記載の実施例18の永久伸び（％）との間には相関があ
る。
再び第５表に関連して、実施例24は「処理方法」の欄に
インゴット治金により製造されたと表示してある。ここ
でいう「インゴット治金」とは、第５表に記載の比率で
合金38の成分を溶解したものであり、実施例18に記載の
比率に厳密に一致するものを意味する。換言すれば、実
施例18及び実施例24の合金38の組成は全く同一である。
これら二つの実施例の間の差異は、実施例18の合金は急
速凝固により作成されているのに対し、実施例24の合金
はインゴット治金により作成されていることである。繰
返すと、インゴット治金とは成分を溶解すること及び該
成分をインゴットに凝固させることである。急速凝固法
は溶融物をスピニングによってリボンを作成すること及
びリボンを完全に緻密に結合した金属材料に圧密するこ
とから成る。
インゴット治金により製造されたと表示してある。ここ
でいう「インゴット治金」とは、第５表に記載の比率で
合金38の成分を溶解したものであり、実施例18に記載の
比率に厳密に一致するものを意味する。換言すれば、実
施例18及び実施例24の合金38の組成は全く同一である。
これら二つの実施例の間の差異は、実施例18の合金は急
速凝固により作成されているのに対し、実施例24の合金
はインゴット治金により作成されていることである。繰
返すと、インゴット治金とは成分を溶解すること及び該
成分をインゴットに凝固させることである。急速凝固法
は溶融物をスピニングによってリボンを作成すること及
びリボンを完全に緻密に結合した金属材料に圧密するこ
とから成る。
実施例24のインゴット溶解工程において、直径が約5.08
cm（２インチ）で厚さが約1.27cm（1/2インチ）のほぼ
ホッケー用のパックの形状のインゴットを作成した。溶
解及びホッケーパック状のインゴットの凝固に続いて、
該インゴットを肉厚が約1.27cm（1/2インチ）で縦方向
厚さがホッケーパック状のインゴットと同一厚さを保有
する鋼製の環体の中に封入した。保持環体の中にホッケ
ーパック状インゴットを封入する前に該インゴットを12
50℃で２時間加熱して均一化した。ホッケーパックと容
器環体との組立体を約975℃に加熱した。加熱した試料
と容器環体とをそのもとの厚さの約半分の厚さになるま
で鍛造した。
cm（２インチ）で厚さが約1.27cm（1/2インチ）のほぼ
ホッケー用のパックの形状のインゴットを作成した。溶
解及びホッケーパック状のインゴットの凝固に続いて、
該インゴットを肉厚が約1.27cm（1/2インチ）で縦方向
厚さがホッケーパック状のインゴットと同一厚さを保有
する鋼製の環体の中に封入した。保持環体の中にホッケ
ーパック状インゴットを封入する前に該インゴットを12
50℃で２時間加熱して均一化した。ホッケーパックと容
器環体との組立体を約975℃に加熱した。加熱した試料
と容器環体とをそのもとの厚さの約半分の厚さになるま
で鍛造した。
試料の鍛造及び冷却に続いて、実施例18で作成した引張
試験片に相当する引張試験片を作成した。これらの引張
試験片を実施例18において用いたものと同じ通常の引張
試験に供し、その試験の結果得られた降伏強さ、引張強
さ及び塑性伸びを第５表実施例24に記した。第５表の結
果から明らかなように、個々の試験材料は実際に引張試
験に供する前にそれぞれ異なる焼なまし温度で処理し
た。
試験片に相当する引張試験片を作成した。これらの引張
試験片を実施例18において用いたものと同じ通常の引張
試験に供し、その試験の結果得られた降伏強さ、引張強
さ及び塑性伸びを第５表実施例24に記した。第５表の結
果から明らかなように、個々の試験材料は実際に引張試
験に供する前にそれぞれ異なる焼なまし温度で処理し
た。
実施例18では、引張試験片に採用した焼なまし温度は12
50℃であった。実施例24の合金38の三つの試料について
は、それぞれの試料を第５表に示した1225℃、1250℃及
び1275℃の３温度で別々に焼なましを実施した。この約
２時間の焼なまし処理に続いて、これらの試料を通常の
引張試験に供した。三つの別々に処理した引張試験片に
ついて試験結果を第24表に示した。
50℃であった。実施例24の合金38の三つの試料について
は、それぞれの試料を第５表に示した1225℃、1250℃及
び1275℃の３温度で別々に焼なましを実施した。この約
２時間の焼なまし処理に続いて、これらの試料を通常の
引張試験に供した。三つの別々に処理した引張試験片に
ついて試験結果を第24表に示した。
第５表に示した試験結果からは、急速凝固させた合金に
ついて測定した降伏強さは、インゴット工程による金沿
試験片について測定した降伏強さより幾分高いことが明
らかである。また、インゴット治金の方法で作成した試
料の塑性伸びは、急速凝固の方法で作成した試料よりも
概してより高い延性を示すことも明らかである。実施例
24についての結果は、降伏強さ測定値は実施例18のそれ
らより幾分低いが、これらは航空機エンジン及びその他
の産業分野の多くの用途に十分に適格であることを示し
ている。しかし、延性測定値及び第24表に記載の測定の
結果を基ずけば、合金38はインゴット治金の方法により
製造された場合に延性が向上するので、高い延性を必要
とする用途には非常に好ましい独持の合金となる。一般
的に、インゴット治金による方法は、溶融体スピニング
又は急速凝固による方法に比較して、高価な溶融体スピ
ニング工程自信のみならず溶融体スピニングに後続する
圧密工程も必要がないので、はるかに安価であることは
周知である。
ついて測定した降伏強さは、インゴット工程による金沿
試験片について測定した降伏強さより幾分高いことが明
らかである。また、インゴット治金の方法で作成した試
料の塑性伸びは、急速凝固の方法で作成した試料よりも
概してより高い延性を示すことも明らかである。実施例
24についての結果は、降伏強さ測定値は実施例18のそれ
らより幾分低いが、これらは航空機エンジン及びその他
の産業分野の多くの用途に十分に適格であることを示し
ている。しかし、延性測定値及び第24表に記載の測定の
結果を基ずけば、合金38はインゴット治金の方法により
製造された場合に延性が向上するので、高い延性を必要
とする用途には非常に好ましい独持の合金となる。一般
的に、インゴット治金による方法は、溶融体スピニング
又は急速凝固による方法に比較して、高価な溶融体スピ
ニング工程自信のみならず溶融体スピニングに後続する
圧密工程も必要がないので、はるかに安価であることは
周知である。
実施例25 クローム添加物及びニオブ添加物を含有する合金の試料
を前記実施例１〜３記載の方法で調製した。試料片につ
いて試験を実施した。その結果を以下の第６表に示し
た。
を前記実施例１〜３記載の方法で調製した。試料片につ
いて試験を実施した。その結果を以下の第６表に示し
た。
第３表の実施例17からわかるように、個々に単独ではTi
Al組成物の各種の特性を改良しまた改良に寄与する成分
であっても、実施例17のように２種以上を同時に組合わ
せて用いた場合には、望ましい諸特性が全般的に向上す
るよりもむしろ低下するというかんばしくない結果にな
っている。従って、２種の成分、具体的にはクロームと
ニオブとをTiAlに対し添加物レベルから４原子％にもっ
ていくように添加することによって、すなわち２種の異
なる作用をする添加物を組合わせて用いることによって
TiAl組成物合金の望ましい特性について全般的に実質的
な向上が実現されることを発見することは非常に意外な
ことである。現実、急速凝固による方法で作成した材料
についてのすべての試験において達成された最も高い延
性の水準はニオブとクロームとを組合わせて添加に用い
た事例において示されているものである。
Al組成物の各種の特性を改良しまた改良に寄与する成分
であっても、実施例17のように２種以上を同時に組合わ
せて用いた場合には、望ましい諸特性が全般的に向上す
るよりもむしろ低下するというかんばしくない結果にな
っている。従って、２種の成分、具体的にはクロームと
ニオブとをTiAlに対し添加物レベルから４原子％にもっ
ていくように添加することによって、すなわち２種の異
なる作用をする添加物を組合わせて用いることによって
TiAl組成物合金の望ましい特性について全般的に実質的
な向上が実現されることを発見することは非常に意外な
ことである。現実、急速凝固による方法で作成した材料
についてのすべての試験において達成された最も高い延
性の水準はニオブとクロームとを組合わせて添加に用い
た事例において示されているものである。
さらに別の試験を該合金に関して実施した。これらの試
験は合金の耐酸化性に関する。この試験において、空気
中で982℃に48時間加熱後の重量減少を測定した。測定
は試験片表面積単位平方センチメートル当りのミリグラ
ムで行った。試験の結果を第６表に示した。
験は合金の耐酸化性に関する。この試験において、空気
中で982℃に48時間加熱後の重量減少を測定した。測定
は試験片表面積単位平方センチメートル当りのミリグラ
ムで行った。試験の結果を第６表に示した。
合金12の加熱による重量減少は約31mg/cm2であることが
第６表のデータから明らかである。さらに、前記のクロ
ームを含有する合金80の加熱による重量減少は47mg/cm2
であったことが明らかである。対照的に、1275℃で焼な
ましを実施した合金81の加熱による重量減少は約4mg/cm
2であった。この重量減少レベルの低下は合金の耐酸化
性の向上を意味する。これは合金81におけるクロームと
ニオブとの組合わせ添加により約７倍という非常に著し
い向上になる。従って、クロームとニオブとを含有する
合金に関して判明したことは、それが非常に望ましい水
準の延性を有し、大幅に改善された耐酸化性ともに延性
が最高水準に達することである。
第６表のデータから明らかである。さらに、前記のクロ
ームを含有する合金80の加熱による重量減少は47mg/cm2
であったことが明らかである。対照的に、1275℃で焼な
ましを実施した合金81の加熱による重量減少は約4mg/cm
2であった。この重量減少レベルの低下は合金の耐酸化
性の向上を意味する。これは合金81におけるクロームと
ニオブとの組合わせ添加により約７倍という非常に著し
い向上になる。従って、クロームとニオブとを含有する
合金に関して判明したことは、それが非常に望ましい水
準の延性を有し、大幅に改善された耐酸化性ともに延性
が最高水準に達することである。
酸化試験の結果は第４図にプロットしてある。
第６表の強度及び延性の試験結果は第５図及び第６図に
それぞれプロットしてある。
それぞれプロットしてある。
本発明の合金は、高温度における高強度を必要とするジ
ェットエンジン部品のごとき部品に使用するのに適して
いる。そのような部品の例としては、うずなし排気部
品、LPTブレード又はベーン、コンポーネントベーン又
はダクトがあげられるだろう。
ェットエンジン部品のごとき部品に使用するのに適して
いる。そのような部品の例としては、うずなし排気部
品、LPTブレード又はベーン、コンポーネントベーン又
はダクトがあげられるだろう。
該合金は、1987年２月４日付で出願され本願と同一の譲
受人に譲渡された米国特許出願第010,882号明細書に記
載の強化複合構造体に採用することができる。
受人に譲渡された米国特許出願第010,882号明細書に記
載の強化複合構造体に採用することができる。
第１図は各種合金についてモジュラスと温度との関係を
示すグラフである。 第２図は異なる化学量論比のTiAl組成物についての４点
曲げ試験における荷重と荷重負荷支点変位との関係を示
すグラフである。 第３図はTi50Al48Cr2について第２図に示したものと同
じ関係を示すグラフである。 第４図は耐酸化性を比較して示すグラフである。 第５図は異なる熱処理を施した試料の強度（ksi）を示
す棒グラフである。 第６図は熱処理温度と延性の関係を示す棒グラフであ
る。
示すグラフである。 第２図は異なる化学量論比のTiAl組成物についての４点
曲げ試験における荷重と荷重負荷支点変位との関係を示
すグラフである。 第３図はTi50Al48Cr2について第２図に示したものと同
じ関係を示すグラフである。 第４図は耐酸化性を比較して示すグラフである。 第５図は異なる熱処理を施した試料の強度（ksi）を示
す棒グラフである。 第６図は熱処理温度と延性の関係を示す棒グラフであ
る。
Claims (16)
- 【請求項１】原子比が Ti52-42Al46-50Cr1-3Nb1-5 であるTi,Al,Cr及びNbを必須成分とする、CrとNbとによ
り改造されたチタンアルミニウム合金。 - 【請求項２】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密してあることを特徴とする、請求項（１）記載の合
金。 - 【請求項３】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密しさらに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特徴
とする、請求項（１）記載の合金。 - 【請求項４】原子比が Ti51-45Al46-50Cr1-3Nb2 であるTi,Al,Cr及びNbを必須成分とする、CrとNbとによ
り改造されたチタンアルミニウム合金。 - 【請求項５】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密してあることを特徴とする、請求項（４）記載の合
金。 - 【請求項６】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密しさらに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特徴
とする、請求項（４）記載の合金。 - 【請求項７】原子比が Ti51-43Al46-50Cr2Nb1-5 であるTi,Al,Cr及びNbを必須成分とする、CrとNbとによ
り改造されたチタンアルミニウム合金。 - 【請求項８】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密してあることを特徴とする、請求項（７）記載の合
金。 - 【請求項９】該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧
密しさらに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特徴
とする、請求項（７）記載の合金。 - 【請求項１０】原子比が Ti50-46Al46-50Cr2Nb2 であるTi,Al,Cr及びNbを必須成分とする、CrとNbとによ
り改造されたチタンアルミニウム合金。 - 【請求項１１】該合金は溶融体から急速凝固させしかも
圧密してあることを特徴とする、請求項（10）記載の合
金。 - 【請求項１２】該合金は溶融体から急速凝固させしかも
圧密しさらに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特
徴とする、請求項（10）記載の合金。 - 【請求項１３】原子比が Ti50-46Al46-50Cr2Nb2 であるTi,Al,Cr及びNbを必須成分とする、CrとNbとによ
り改造されたチタンアルミニウム合金により作成され
た、高強度高温用途用構造部材。 - 【請求項１４】該部材がジェットエンジンの構造部材で
ある、請求項（13）記載の部材。 - 【請求項１５】該部材が繊維状強化材により強化されて
いること特徴とする、請求項（13）記載の部材。 - 【請求項１６】該繊維状強化材が炭化ケイ素繊維である
ことを特徴とする、請求項（15）記載の部材。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/201,984 US4879092A (en) | 1988-06-03 | 1988-06-03 | Titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium and method of preparation |
| US201,984 | 1988-06-03 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0225534A JPH0225534A (ja) | 1990-01-29 |
| JPH0784633B2 true JPH0784633B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=22748097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1139409A Expired - Fee Related JPH0784633B2 (ja) | 1988-06-03 | 1989-06-02 | チタンアルミニウム合金 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4879092A (ja) |
| JP (1) | JPH0784633B2 (ja) |
| DE (1) | DE3917793C2 (ja) |
| FR (1) | FR2632322B1 (ja) |
| GB (1) | GB2219310B (ja) |
| IT (1) | IT1229424B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014115921A1 (ko) * | 2013-01-23 | 2014-07-31 | 한국기계연구원 | 고온강도 및 내산화성이 향상된 타이타늄-알루미늄계 합금 |
Families Citing this family (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5028491A (en) * | 1989-07-03 | 1991-07-02 | General Electric Company | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tantalum and method of preparation |
| US4916028A (en) * | 1989-07-28 | 1990-04-10 | General Electric Company | Gamma titanium aluminum alloys modified by carbon, chromium and niobium |
| US5080860A (en) * | 1990-07-02 | 1992-01-14 | General Electric Company | Niobium and chromium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculations |
| US5102451A (en) * | 1990-11-08 | 1992-04-07 | Dynamet Technology, Inc. | Titanium aluminide/titanium alloy microcomposite material |
| US5284620A (en) * | 1990-12-11 | 1994-02-08 | Howmet Corporation | Investment casting a titanium aluminide article having net or near-net shape |
| US5264054A (en) * | 1990-12-21 | 1993-11-23 | General Electric Company | Process of forming titanium aluminides containing chromium, niobium, and boron |
| US5149497A (en) * | 1991-06-12 | 1992-09-22 | General Electric Company | Oxidation resistant coatings of gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tantalum |
| US5354351A (en) * | 1991-06-18 | 1994-10-11 | Howmet Corporation | Cr-bearing gamma titanium aluminides and method of making same |
| US5370839A (en) * | 1991-07-05 | 1994-12-06 | Nippon Steel Corporation | Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity |
| US5102450A (en) * | 1991-08-01 | 1992-04-07 | General Electric Company | Method for melting titanium aluminide alloys in ceramic crucible |
| EP0530968A1 (en) * | 1991-08-29 | 1993-03-10 | General Electric Company | Method for directional solidification casting of a titanium aluminide |
| DE69208837T2 (de) * | 1991-12-02 | 1996-10-31 | Gen Electric | Mit Chrom, Tantal und Bor modifizierte Titan-Aluminium-Legierungen des Gammatyps |
| US5205875A (en) * | 1991-12-02 | 1993-04-27 | General Electric Company | Wrought gamma titanium aluminide alloys modified by chromium, boron, and nionium |
| US5264051A (en) * | 1991-12-02 | 1993-11-23 | General Electric Company | Cast gamma titanium aluminum alloys modified by chromium, niobium, and silicon, and method of preparation |
| US5228931A (en) * | 1991-12-20 | 1993-07-20 | General Electric Company | Cast and hipped gamma titanium aluminum alloys modified by chromium, boron, and tantalum |
| US5213635A (en) * | 1991-12-23 | 1993-05-25 | General Electric Company | Gamma titanium aluminide rendered castable by low chromium and high niobium additives |
| DE4304481A1 (de) * | 1993-02-15 | 1994-08-18 | Abb Research Ltd | Hochtemperaturlegierung auf der Basis von legiertem gamma-Titanaluminid und Verwendung dieser Legierung |
| US5376193A (en) * | 1993-06-23 | 1994-12-27 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of Commerce | Intermetallic titanium-aluminum-niobium-chromium alloys |
| US5350466A (en) * | 1993-07-19 | 1994-09-27 | Howmet Corporation | Creep resistant titanium aluminide alloy |
| JPH08104933A (ja) * | 1994-10-03 | 1996-04-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | チタンアルミナイド基複合材料 |
| DE4443147A1 (de) * | 1994-12-05 | 1996-06-27 | Dechema | Korrosionsbeständiger Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen in sulfidierenden Prozeßgasen |
| US5545265A (en) * | 1995-03-16 | 1996-08-13 | General Electric Company | Titanium aluminide alloy with improved temperature capability |
| FR2732038B1 (fr) * | 1995-03-24 | 1997-06-06 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Alliage intermetallique a base d'aluminiure de titane pour la fonderie |
| US5908516A (en) * | 1996-08-28 | 1999-06-01 | Nguyen-Dinh; Xuan | Titanium Aluminide alloys containing Boron, Chromium, Silicon and Tungsten |
| US6436208B1 (en) * | 2001-04-19 | 2002-08-20 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Process for preparing aligned in-situ two phase single crystal composites of titanium-niobium alloys |
| US7897079B2 (en) * | 2006-09-21 | 2011-03-01 | United States Gypsum Company | Method and apparatus for scrim embedment into wet processed panels |
| US20080100904A1 (en) * | 2006-10-27 | 2008-05-01 | Spatial Photonics, Inc. | Micro mirrors with hinges |
| US7586669B2 (en) | 2006-10-27 | 2009-09-08 | Spatial Photonics, Inc. | Non-contact micro mirrors |
| US20130248061A1 (en) | 2012-03-23 | 2013-09-26 | General Electric Company | Methods for processing titanium aluminide intermetallic compositions |
| US10597756B2 (en) | 2012-03-24 | 2020-03-24 | General Electric Company | Titanium aluminide intermetallic compositions |
| KR101342169B1 (ko) | 2013-05-20 | 2013-12-18 | 한국기계연구원 | 상온 연성을 갖는 타이타늄-알루미늄계 합금 잉곳 |
| JP6540075B2 (ja) * | 2014-03-27 | 2019-07-10 | 大同特殊鋼株式会社 | ＴｉＡｌ系耐熱部材 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2880087A (en) * | 1957-01-18 | 1959-03-31 | Crucible Steel Co America | Titanium-aluminum alloys |
| US3203794A (en) * | 1957-04-15 | 1965-08-31 | Crucible Steel Co America | Titanium-high aluminum alloys |
| US4294615A (en) * | 1979-07-25 | 1981-10-13 | United Technologies Corporation | Titanium alloys of the TiAl type |
| US4639281A (en) * | 1982-02-19 | 1987-01-27 | Mcdonnell Douglas Corporation | Advanced titanium composite |
| JPS6141740A (ja) * | 1984-08-02 | 1986-02-28 | Natl Res Inst For Metals | 金属間化合物ＴｉＡｌ基耐熱合金 |
| US4746374A (en) * | 1987-02-12 | 1988-05-24 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method of producing titanium aluminide metal matrix composite articles |
-
1988
- 1988-06-03 US US07/201,984 patent/US4879092A/en not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-04-07 GB GB8907901A patent/GB2219310B/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-05-31 FR FR898907197A patent/FR2632322B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1989-06-01 DE DE3917793A patent/DE3917793C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-06-02 IT IT8920753A patent/IT1229424B/it active
- 1989-06-02 JP JP1139409A patent/JPH0784633B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014115921A1 (ko) * | 2013-01-23 | 2014-07-31 | 한국기계연구원 | 고온강도 및 내산화성이 향상된 타이타늄-알루미늄계 합금 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3917793A1 (de) | 1989-12-07 |
| GB2219310B (en) | 1992-05-06 |
| JPH0225534A (ja) | 1990-01-29 |
| FR2632322A1 (fr) | 1989-12-08 |
| IT8920753A0 (it) | 1989-06-02 |
| FR2632322B1 (fr) | 1990-10-26 |
| DE3917793C2 (de) | 1994-12-15 |
| US4879092A (en) | 1989-11-07 |
| GB8907901D0 (en) | 1989-05-24 |
| GB2219310A (en) | 1989-12-06 |
| IT1229424B (it) | 1991-08-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0784633B2 (ja) | チタンアルミニウム合金 | |
| EP0406638B1 (en) | Gamma Titanium aluminum alloys modified by chromium and tantalum and method of peparation | |
| US4842819A (en) | Chromium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| JP2635804B2 (ja) | 炭素、クロムおよびニオブで改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金 | |
| JP2543982B2 (ja) | マンガンとニオブで改良されたチタン―アルミニウム合金 | |
| US4842817A (en) | Tantalum-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| US4842820A (en) | Boron-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| US5076858A (en) | Method of processing titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium | |
| CA2012234C (en) | Gamma titanium alloys modified by chromium and silicon and method of preparation | |
| US4836983A (en) | Silicon-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| US4857268A (en) | Method of making vanadium-modified titanium aluminum alloys | |
| US5205875A (en) | Wrought gamma titanium aluminide alloys modified by chromium, boron, and nionium | |
| US4923534A (en) | Tungsten-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| CA2009598C (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tungsten and method of preparation | |
| JP2857291B2 (ja) | チタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素からなるチタン・アルミニウム合金の鋳造品およびその製法 | |
| JP3046349B2 (ja) | クロミウム及びニオビウムで改良したチタニウム−アルミニウムの処理方法 | |
| US5271884A (en) | Manganese and tantalum-modified titanium alumina alloys | |
| JPH05345943A (ja) | ホウ素、クロムおよびタンタルで改良されている鋳造・鍛造されたガンマ‐チタン・アルミニウム合金 | |
| JP2532752B2 (ja) | クロムとタングステンにより改変されたガンマ―チタン―アルミニウム合金及びその製造方法 | |
| JPH05279774A (ja) | 鋳造およびＨＩＰ処理により製造されたクロム−ホウ素−タンタル含有γ型チタン−アルミニウム合金 | |
| GB2266315A (en) | Manganese and tungsten-modified titanium aluminium alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |