JPS6366374B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6366374B2 JPS6366374B2 JP54101935A JP10193579A JPS6366374B2 JP S6366374 B2 JPS6366374 B2 JP S6366374B2 JP 54101935 A JP54101935 A JP 54101935A JP 10193579 A JP10193579 A JP 10193579A JP S6366374 B2 JPS6366374 B2 JP S6366374B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ductility
- alloy
- added
- phase
- brittle
- 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
Links
Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、常温における延性すなわち常温加工
性を有する高強度Ni3Al系合金に関する。
性を有する高強度Ni3Al系合金に関する。
例えばガスタービン、ジエツトエンジン、ある
いはミサイルなど使用時に高温に長時間さらされ
る構造材に使用される超耐熱合金としてNi基超
合金が広く実用に供せられていることは周知のこ
とである。このものはNi固定体中にNi3Alの如き
LI2型金属間化合物を分散相として約60％以下分
散析出させたもので、耐酸化、耐硫化および耐ク
リープ性などを兼ね備えたすぐれた実用合金であ
る。
いはミサイルなど使用時に高温に長時間さらされ
る構造材に使用される超耐熱合金としてNi基超
合金が広く実用に供せられていることは周知のこ
とである。このものはNi固定体中にNi3Alの如き
LI2型金属間化合物を分散相として約60％以下分
散析出させたもので、耐酸化、耐硫化および耐ク
リープ性などを兼ね備えたすぐれた実用合金であ
る。
この合金の特徴とするところは、Ni固溶体の
降伏強度が温度の上昇につれて低下するのを、分
散相である規則格子相Ni3Alの降伏強度の逆温度
依存性つまり通常とは逆に温度上昇につれて強度
が高くなるという特異な現象が補完し、全体とし
て高温まで高い応力レベルが維持される点にあ
る。溶解、鋳造技術の進歩につれ、TiやZrなど
の活性金属やMoやＷなどの高融点金属の添加量
が増しNi3Al量も次第に増えて来て体積率にして
50％を越えるものもいくつか出現している。
降伏強度が温度の上昇につれて低下するのを、分
散相である規則格子相Ni3Alの降伏強度の逆温度
依存性つまり通常とは逆に温度上昇につれて強度
が高くなるという特異な現象が補完し、全体とし
て高温まで高い応力レベルが維持される点にあ
る。溶解、鋳造技術の進歩につれ、TiやZrなど
の活性金属やMoやＷなどの高融点金属の添加量
が増しNi3Al量も次第に増えて来て体積率にして
50％を越えるものもいくつか出現している。
しかしNi3Al量が増すと加工性が著しく悪くな
り、その量が約30〜40％になると鋳造できなくな
るし、精密鋳造を行つてもNi3Al相が60％を越え
ると脆性が強くなるため、このような高いNi3Al
相を有するものは実用不可能とされてきた。
り、その量が約30〜40％になると鋳造できなくな
るし、精密鋳造を行つてもNi3Al相が60％を越え
ると脆性が強くなるため、このような高いNi3Al
相を有するものは実用不可能とされてきた。
本発明はかかるNi基超合金に関する従来の常
識を一変させ得た超耐熱性合金を提供しようとす
るものであり、マトリツクスとしてのｒ相を皆無
としてNi3Al系金属間化合物のみとすると共にこ
のNi3Al系金属間化合物＝r′相にある種の添加元
素を微量添加することにより常温における画期的
な延性の確保を可能としたNi基超耐熱性合金を
提供しようとするものである。
識を一変させ得た超耐熱性合金を提供しようとす
るものであり、マトリツクスとしてのｒ相を皆無
としてNi3Al系金属間化合物のみとすると共にこ
のNi3Al系金属間化合物＝r′相にある種の添加元
素を微量添加することにより常温における画期的
な延性の確保を可能としたNi基超耐熱性合金を
提供しようとするものである。
Ni3Al系金属間化合物はいわゆるLI2型といわ
れる規則格子を形成し、NiおよびAlが面心立方
格子の規則的位置に配列し、Ni基超合金の主た
る強化相r′を形成する。
れる規則格子を形成し、NiおよびAlが面心立方
格子の規則的位置に配列し、Ni基超合金の主た
る強化相r′を形成する。
第１図はNi−Al2元系状態図のNi側状態図を
示したものであつて、Niに対するAlの添加量を
選択することによりｒ相とr′相とを適宜形成せし
め得ることがわかる。
示したものであつて、Niに対するAlの添加量を
選択することによりｒ相とr′相とを適宜形成せし
め得ることがわかる。
このNi3Alは降伏応力が広範な温度領域にわた
り顕著な正の温度依存性すなわち高温になるに従
つて材料の強さを示す降伏応力が常温の場合より
もかえつて高い値を示すことが知られている。
り顕著な正の温度依存性すなわち高温になるに従
つて材料の強さを示す降伏応力が常温の場合より
もかえつて高い値を示すことが知られている。
第２図は、かかる温度依存性の様子を示す線図
であり、Ni基超合金が高温で高い強度を維持で
きるのはNi3Alのかかる性質に起因するものであ
ることが理解できるであろう。
であり、Ni基超合金が高温で高い強度を維持で
きるのはNi3Alのかかる性質に起因するものであ
ることが理解できるであろう。
発明者らは、Ni基超合金の耐熱性能を向上さ
せるためには、高温における強度低下のいちじる
しいマトリツクスｒ相を極力すくなくし、究極的
にはr′相のみとすれば、第２図に示したような高
温においていちじるしく強度が大となる合金を入
手できるものではないかと考えた。
せるためには、高温における強度低下のいちじる
しいマトリツクスｒ相を極力すくなくし、究極的
にはr′相のみとすれば、第２図に示したような高
温においていちじるしく強度が大となる合金を入
手できるものではないかと考えた。
しかしながら、このr′相は金属間化合物として
の一般性質をも有しており、従来より数々の報告
があるように、低温のみならず高温においても脆
く、ほとんど伸びを示さないため、r′相のみ単独
で使用することなどは全く思いもよらないことと
されてきたのである。
の一般性質をも有しており、従来より数々の報告
があるように、低温のみならず高温においても脆
く、ほとんど伸びを示さないため、r′相のみ単独
で使用することなどは全く思いもよらないことと
されてきたのである。
ここにおいて、発明者らは長年のNi3Alに関す
る研究の結果、確かにNi3Alは上記のごとく脆い
材料であるが、Ni3Al単結晶は必ずしも脆くな
く、常温においてある程度の延性を示すことに気
づき、Ni3Alそれ自体が脆い性質を有しているの
ではなく、むしろ多結晶が脆いのは結晶粒界に何
らかの脆化せしめる要素が存在するためではない
かということに着眼したのである。
る研究の結果、確かにNi3Alは上記のごとく脆い
材料であるが、Ni3Al単結晶は必ずしも脆くな
く、常温においてある程度の延性を示すことに気
づき、Ni3Alそれ自体が脆い性質を有しているの
ではなく、むしろ多結晶が脆いのは結晶粒界に何
らかの脆化せしめる要素が存在するためではない
かということに着眼したのである。
もしも粒界における脆い要因を除去してしまえ
はNi3Al多結晶をも延性を有する材料とすること
ができるのではないか。このことに着目した発明
者らは、Ni3Alに種々の第３元素の添加をするこ
とを試みた。そしてその結果、３％以下のＢを添
加すると従来の常識とは全く相反するきわめて高
い延性を有するNi3Al系金属間化合物を入手でき
ることを見出し、先に特願昭53−130765（特開昭
55−58246号公報）として提案した。
はNi3Al多結晶をも延性を有する材料とすること
ができるのではないか。このことに着目した発明
者らは、Ni3Alに種々の第３元素の添加をするこ
とを試みた。そしてその結果、３％以下のＢを添
加すると従来の常識とは全く相反するきわめて高
い延性を有するNi3Al系金属間化合物を入手でき
ることを見出し、先に特願昭53−130765（特開昭
55−58246号公報）として提案した。
発明者らは、その後の実験研究の結果、Zrも
Ｂと同様の効果を有することを見出し、特願昭54
−017699号（特開昭55−110748号公報）として提
案した。
Ｂと同様の効果を有することを見出し、特願昭54
−017699号（特開昭55−110748号公報）として提
案した。
さらに、ここではMoの添加によつても常温加
工性の確保と固溶硬化による強化が達成されるこ
とが明らかになつた。
工性の確保と固溶硬化による強化が達成されるこ
とが明らかになつた。
以下に実施例に基づいて詳細に説明する。
Moを単独添加した場合
素材としては99.99％Al、99.9％Niおよび
99.5％Moを用い、必要量秤量して0.5wt％Mo
を含むNi3Al合金を溶製した。
99.5％Moを用い、必要量秤量して0.5wt％Mo
を含むNi3Al合金を溶製した。
すなわちこれらの原料をタンマン管に挿入
後、高純度アルゴンガスで充分に空気を置換し
たのち、高周波発振器の出力を7Kwまで上げ、
溶融した後は出力を5Kwまで下げ、内径５mm
φの不透明石英管に吸い上げた。
後、高純度アルゴンガスで充分に空気を置換し
たのち、高周波発振器の出力を7Kwまで上げ、
溶融した後は出力を5Kwまで下げ、内径５mm
φの不透明石英管に吸い上げた。
1300Kで５時間、１×10-5Torrの真空中で均
質化焼鈍後、冷却して試験片を切り出した。
質化焼鈍後、冷却して試験片を切り出した。
引張り試験片は標点部が25×2.5φmmの首つり
型に、圧延は２×３×30mmに成形し、曲げは石
英管に吸い上げたままの形状のものを用いた。
型に、圧延は２×３×30mmに成形し、曲げは石
英管に吸い上げたままの形状のものを用いた。
引張りはインストロン型試験機により常温で
の応力−ひずみ曲線をとつた。
の応力−ひずみ曲線をとつた。
曲げは試験片一端を万力に把持せしめ金槌で
たたいて曲げ、圧延は小型２段圧延機により中
間焼鈍することなく圧延した。
たたいて曲げ、圧延は小型２段圧延機により中
間焼鈍することなく圧延した。
もつとも簡単な試験である曲げ試験において
は、Mo添加のない試料は、従来報告のように
ほとんど曲がらないで破壊し、Ni3Alは金属間
化合物としての一般の特徴を有する脆い合金で
あることがわかつた。しかし、これに0.5％Mo
を添加したものは、この脆い性質が一変し、延
性に富む合金に変身しＵ字状になるほどに曲げ
ても亀裂は全く観察されなかつた。
は、Mo添加のない試料は、従来報告のように
ほとんど曲がらないで破壊し、Ni3Alは金属間
化合物としての一般の特徴を有する脆い合金で
あることがわかつた。しかし、これに0.5％Mo
を添加したものは、この脆い性質が一変し、延
性に富む合金に変身しＵ字状になるほどに曲げ
ても亀裂は全く観察されなかつた。
第３図はインストロン型試験機を用い初期ひ
ずみ速度1.4×10-3S-1で行つた引張り試験結果
の一例である。Moを添加しない試料は従来の
報告と同様にほとんど伸びを示すことなく破断
するが、これに対して0.5％のMoを添加した試
料は約20％の伸びを示すことが知れる。図中点
線はMo無添加の二元素試料の圧縮応力−ひず
み曲線である。
ずみ速度1.4×10-3S-1で行つた引張り試験結果
の一例である。Moを添加しない試料は従来の
報告と同様にほとんど伸びを示すことなく破断
するが、これに対して0.5％のMoを添加した試
料は約20％の伸びを示すことが知れる。図中点
線はMo無添加の二元素試料の圧縮応力−ひず
み曲線である。
二元素系Ni3Al多結晶は引張り変形はできな
いが、若干の圧縮変形は可能である。ここで注
目される点はMoを添加することにより、単に
伸びが生じるだけでなく、降伏強度も固溶体硬
化により増大するということである。すなわち
Moの添加は延性を改善すると同時に降伏強さ
を増大させるので、金属材料学的に極めて好ま
しい元素であるといえる。
いが、若干の圧縮変形は可能である。ここで注
目される点はMoを添加することにより、単に
伸びが生じるだけでなく、降伏強度も固溶体硬
化により増大するということである。すなわち
Moの添加は延性を改善すると同時に降伏強さ
を増大させるので、金属材料学的に極めて好ま
しい元素であるといえる。
第４図ａとｂはそれぞれ二元系Ni3Alおよび
それにMoを0.5％添加したNi3Al合金の破面の
走査型電子顕微鏡写真である。第４図ａに示す
延性を示さない二元合金は結晶粒界面に沿う破
壊つまり粒界破壊であるが、これに対して第４
図ｂに示すMoを添加して延性が改善された試
料は微小空洞の生成と合体の結果生じるデイン
プルパターンが見られる典型的な延性粒内破壊
であり、両者には明瞭な差異が見られる。
それにMoを0.5％添加したNi3Al合金の破面の
走査型電子顕微鏡写真である。第４図ａに示す
延性を示さない二元合金は結晶粒界面に沿う破
壊つまり粒界破壊であるが、これに対して第４
図ｂに示すMoを添加して延性が改善された試
料は微小空洞の生成と合体の結果生じるデイン
プルパターンが見られる典型的な延性粒内破壊
であり、両者には明瞭な差異が見られる。
第１表にそれぞれの試験結果を示した。
Mo添加のないM0あるいは添加量のすくな
いM1、M2では、曲げ圧延および引張りともに
すぐに脆性破壊をおこし、従来の報告と相違の
ないことが分る。
いM1、M2では、曲げ圧延および引張りともに
すぐに脆性破壊をおこし、従来の報告と相違の
ないことが分る。
しかしMo量が0.05％では明らかに延性を示
しはじめていることがわかる。そしてその延性
は添加量が増加するにつれてますます改善さ
れ、および0.3％から0.8％の範囲ではおどろく
べき延性を示している。しかし添加量が2.5％
を越えるほどに高濃度となると再び延性が阻害
されてくることもわかつた。これはおそらく添
加元素が結晶粒界に脆い相を形成するようにな
るためではないかと考えられる。従つてMo単
独添加の場合、0.05％〜2.0％MoをNi3Alに添
加してなる合金である。
しはじめていることがわかる。そしてその延性
は添加量が増加するにつれてますます改善さ
れ、および0.3％から0.8％の範囲ではおどろく
べき延性を示している。しかし添加量が2.5％
を越えるほどに高濃度となると再び延性が阻害
されてくることもわかつた。これはおそらく添
加元素が結晶粒界に脆い相を形成するようにな
るためではないかと考えられる。従つてMo単
独添加の場合、0.05％〜2.0％MoをNi3Alに添
加してなる合金である。
無添加の場合には、完全に脆性破壊してしま
つたものが、前記0.05〜2.0％の範囲での添加
によつていかなるメカニズムをもつて、このよ
うに高い延性を示すようになつたかについて
は、目下検討中であるが、Moが結晶粒界上の
有害不純物量を減少させるかあるいは結晶粒界
それ自身を強めるなどの働きをして結晶粒界割
れを抑え、延性を改善するものと考えられる。
つたものが、前記0.05〜2.0％の範囲での添加
によつていかなるメカニズムをもつて、このよ
うに高い延性を示すようになつたかについて
は、目下検討中であるが、Moが結晶粒界上の
有害不純物量を減少させるかあるいは結晶粒界
それ自身を強めるなどの働きをして結晶粒界割
れを抑え、延性を改善するものと考えられる。
ところでＢあるいはZrをNi3Alに添加すると
延性が著しく改善されることを既に提案してい
るが（特願昭53−130765および特願昭54−
017699）、Moとこれらの元素を同時に添加す
ると延性がさらに改善され、各元素の有効組成
範囲が広がる。
延性が著しく改善されることを既に提案してい
るが（特願昭53−130765および特願昭54−
017699）、Moとこれらの元素を同時に添加す
ると延性がさらに改善され、各元素の有効組成
範囲が広がる。
MoとＢ又はMoとZrを複合添加した場合、
第２表にMoさらにＢ又はZrを添加した場合の
例を示す。
第２表にMoさらにＢ又はZrを添加した場合の
例を示す。
実験方法は、Mo単独添加の場合と同様であ
る。
る。
まず顕著な効果としていえることは、Mo単
独では延性を示す下限が前記第１表に示すよう
に0.05％であるのに対し、複合添加ではMo添
加量の下限が0.01％まで拡大することである。
この場合、このような相乗作用による効果を示
す各Ｂ、Zrの添加量の下限は、Ｂの場合0.05
％、Zrの場合0.15％である。これより少くなる
とその効果は低下する。
独では延性を示す下限が前記第１表に示すよう
に0.05％であるのに対し、複合添加ではMo添
加量の下限が0.01％まで拡大することである。
この場合、このような相乗作用による効果を示
す各Ｂ、Zrの添加量の下限は、Ｂの場合0.05
％、Zrの場合0.15％である。これより少くなる
とその効果は低下する。
複合添加の量が上記下限より多くなるにつ
れ、第２表にみられるようにMoとの相乗効果
により、大幅な延性改善が見られるが、余りに
多くなければ、延性改善効果もなくなる。その
上限は、Ｂの場合3.0％、Zrの場合4.0％であ
る。
れ、第２表にみられるようにMoとの相乗効果
により、大幅な延性改善が見られるが、余りに
多くなければ、延性改善効果もなくなる。その
上限は、Ｂの場合3.0％、Zrの場合4.0％であ
る。
しかし、この場合でもMoと合計量が4.5％を
越えるようでは添加量の総量が多くなりすぎて
脆くなる。
越えるようでは添加量の総量が多くなりすぎて
脆くなる。
これは結晶粒界に何らかの脆い相があらわれ
るためであろうと考えられる。
るためであろうと考えられる。
しかし、上記範囲すなわちMo0.01〜2.0％、
に対してＢ又はZrをそれぞれ単独でB0.05〜3.0
％、Zr0.5〜4.0％添加し、そしてこの場合いず
れもMoとの合計が4.5％を越えない範囲となる
ように添加すれば、これら添加元素に相乗効果
が生じ、延性改善効果をより大きくすることが
わかつた。
に対してＢ又はZrをそれぞれ単独でB0.05〜3.0
％、Zr0.5〜4.0％添加し、そしてこの場合いず
れもMoとの合計が4.5％を越えない範囲となる
ように添加すれば、これら添加元素に相乗効果
が生じ、延性改善効果をより大きくすることが
わかつた。
しかも、それは単に延性改善効果にとどまら
ずMo単独の場合よりも全体の応力レベルを上
方に移動せしめるとともに、先に説明した逆温
度依存性を示す特性曲線の応力最大になる温度
を高温側に移動せしめる効果をも有することが
確認された。すなわち、第２図は先にも説明し
たようにNi3Alの逆温度依存性を示す線図であ
るが、Mo添加なしに対して0.5％Mo添加のも
のは固溶効果も加わり、前記延性改善と同時に
顕著な降伏応力の増加がみられ、さらにこれに
1.0％Zrを複合添加すると、上記延性の改善に
く加えてさらに著しく降伏応力の増加が生ずる
と同時に、その最大応力の温度も高温側へと移
動している様子がわかる。
ずMo単独の場合よりも全体の応力レベルを上
方に移動せしめるとともに、先に説明した逆温
度依存性を示す特性曲線の応力最大になる温度
を高温側に移動せしめる効果をも有することが
確認された。すなわち、第２図は先にも説明し
たようにNi3Alの逆温度依存性を示す線図であ
るが、Mo添加なしに対して0.5％Mo添加のも
のは固溶効果も加わり、前記延性改善と同時に
顕著な降伏応力の増加がみられ、さらにこれに
1.0％Zrを複合添加すると、上記延性の改善に
く加えてさらに著しく降伏応力の増加が生ずる
と同時に、その最大応力の温度も高温側へと移
動している様子がわかる。
このような効果は、Ｂについても多かれ少な
かれ確認することができた。
かれ確認することができた。
なお、第２図に示した試験においては、Mo
添加なしについては引張りが不可能であるた
め、圧縮による応力−ひずみ曲線を求め、降伏
応力（0.2％耐力）を求め、他は引張りによる
それを求め、図にプロツトしたものである。
添加なしについては引張りが不可能であるた
め、圧縮による応力−ひずみ曲線を求め、降伏
応力（0.2％耐力）を求め、他は引張りによる
それを求め、図にプロツトしたものである。
以上、本発明に係る合金は、高温においては逆
に常温におけるよりも強度が大となるという
Ni3Al系合金間化合物の温度依存性に着目し、そ
の金属間化合物に直接延性を生ぜしめ、高温にお
ける各種の性質のすぐれた金属間化合物そのもの
を直接高温材料とするとともに、それの常温での
加工をも可能としたという画期的合金を提供でき
たものである。
に常温におけるよりも強度が大となるという
Ni3Al系合金間化合物の温度依存性に着目し、そ
の金属間化合物に直接延性を生ぜしめ、高温にお
ける各種の性質のすぐれた金属間化合物そのもの
を直接高温材料とするとともに、それの常温での
加工をも可能としたという画期的合金を提供でき
たものである。
今後タービンやジエツトエンジン、原子力関連
など、超耐熱性の構造体に対する要求は益々増大
することは必須である。
など、超耐熱性の構造体に対する要求は益々増大
することは必須である。
その場合常温加工性を有し、常温における高延
性を有する本発明合金は、一段と注目され、広く
産業の発達に寄与できるものとなることであろ
う。
性を有する本発明合金は、一段と注目され、広く
産業の発達に寄与できるものとなることであろ
う。
第１図はNi3Al基系状態図のNi側状態図、第２
図は供試Ni3Alの温度依存性を示す線図、第３図
は常温におけるNi3Al多結晶材の機械的性質を示
す応力−ひずみ曲線、第４図は、供試材の破面の
走査電子顕微鏡組織を示す図であり、ａは添加元
素のない場合、ｂは0.5％Mo添加の場合を示すも
のである。
図は供試Ni3Alの温度依存性を示す線図、第３図
は常温におけるNi3Al多結晶材の機械的性質を示
す応力−ひずみ曲線、第４図は、供試材の破面の
走査電子顕微鏡組織を示す図であり、ａは添加元
素のない場合、ｂは0.5％Mo添加の場合を示すも
のである。
【表】
【表】
【表】
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ LI2型としてあらわされるNi3Al系金属間化
合物にMoを0.05〜2.0％添加してなる常温延性な
らびに強度を改善したNi3Al系合金。 ２ LI2型としてあらわされるNi3Al系金属間化
合物にMoを0.01〜2.0％添加し、これにＢまたは
ZrをＢの場合0.05〜3.0％、Zrの場合0.5〜4.0％添
加し、そして何れもMoとの合計で4.5％を越えな
い範囲となるように添加してなる常温延性ならび
に強度を改善したNi3Al系合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10193579A JPS5625947A (en) | 1979-08-10 | 1979-08-10 | Ni3al alloy having improved ordinary temperature ductility and strength |
| GB7936682A GB2037322B (en) | 1978-10-24 | 1979-10-23 | Super heat reistant alloys having high ductility at room temperature and high strength at high temperatures |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10193579A JPS5625947A (en) | 1979-08-10 | 1979-08-10 | Ni3al alloy having improved ordinary temperature ductility and strength |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5625947A JPS5625947A (en) | 1981-03-12 |
| JPS6366374B2 true JPS6366374B2 (ja) | 1988-12-20 |
Family
ID=14313762
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10193579A Granted JPS5625947A (en) | 1978-10-24 | 1979-08-10 | Ni3al alloy having improved ordinary temperature ductility and strength |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5625947A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006158737A (ja) * | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Terumo Corp | ガイドワイヤ |
-
1979
- 1979-08-10 JP JP10193579A patent/JPS5625947A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006158737A (ja) * | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Terumo Corp | ガイドワイヤ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5625947A (en) | 1981-03-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5582532B2 (ja) | Ｃｏ基合金 | |
| US4879092A (en) | Titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium and method of preparation | |
| JP3027200B2 (ja) | 耐酸化性低膨張合金 | |
| JP2599263B2 (ja) | 高温加工可能なニツケルー鉄アルミニド合金 | |
| EP1900835A1 (en) | Cobalt-chromium-iron-nickel alloys amenable to nitride strengthening | |
| 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 | |
| JPH03104833A (ja) | クロムとタンタルで改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| US5076858A (en) | Method of processing titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium | |
| JPH0730419B2 (ja) | クロムとケイ素で改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JP2026001087A (ja) | 耐クリープ性チタン合金 | |
| US5167732A (en) | Nickel aluminide base single crystal alloys | |
| JP6660042B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金押出材の製造方法およびＮｉ基超耐熱合金押出材 | |
| JP4264411B2 (ja) | 高強度α＋β型チタン合金 | |
| GB2037322A (en) | Super heat resistant alloys having high ductility at room temperature and high strength at high temperatures | |
| JPH05255781A (ja) | クロム、ホウ素およびニオブで改良されている加工されたガンマ‐アルミニウム化チタン合金 | |
| JPH01255632A (ja) | 常温靭性を有するＴｉ―Ａｌ系金属間化合物型鋳造合金 | |
| JP5127144B2 (ja) | ２重複相組織からなるＶおよびＴｉを含有するＮｉ３Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材 | |
| JPH04501440A (ja) | 高温構造材用の改良ニッケルアルミニド合金 | |
| US5304344A (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tungsten and method of preparation | |
| JPH0441641A (ja) | 金型用ニッケル基超耐熱合金 | |
| JPH05255782A (ja) | クロム、ニオブおよびケイ素で改良された鋳造ガンマ‐チタン・アルミニウム合金ならびにその製法 | |
| JPS6366374B2 (ja) | ||
| JPH0218374B2 (ja) | ||
| JPS6323257B2 (ja) | ||
| US5725691A (en) | Nickel aluminide alloy suitable for structural applications |