JP2868185B2 - Ａｌ▲下３▼Ｔｉ型の低密度耐熱性金属間合金 - Google Patents
Ａｌ▲下３▼Ｔｉ型の低密度耐熱性金属間合金Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、アルミニウムに富んだ低密度の耐熱、耐酸
化性の合金、特に主な合金添加元素として、マンガンお
よび／またはクロム、並びにバナジウムと、同様の合金
元素を含有するアルミニウム−チタン合金に関する。
化性の合金、特に主な合金添加元素として、マンガンお
よび／またはクロム、並びにバナジウムと、同様の合金
元素を含有するアルミニウム−チタン合金に関する。
［従来の技術］ 高温挙動の改善された新規材料に対する継続的な要求
と共に、効率的および経済的な改善のために低密度で且
つ密度に対する強度比の高い高温材料の開発に、特に航
空システムの分野において、強い関心が寄せられてい
る。ASM International,Metals Park、OH（1988）、Eli
hu F.Bradley、編による“超合金−技術ガイド”で検討
されているように、通常の高温用合金は8g/ccのオーダ
ーの密度を有していることに注目されたい。これらの密
度は本発明により提供された合金の密度の二倍以上であ
る。
と共に、効率的および経済的な改善のために低密度で且
つ密度に対する強度比の高い高温材料の開発に、特に航
空システムの分野において、強い関心が寄せられてい
る。ASM International,Metals Park、OH（1988）、Eli
hu F.Bradley、編による“超合金−技術ガイド”で検討
されているように、通常の高温用合金は8g/ccのオーダ
ーの密度を有していることに注目されたい。これらの密
度は本発明により提供された合金の密度の二倍以上であ
る。
低密度二元アルミニウム−チタン金属間合金であるAl
3Tiは高強度、高硬度（〜450HDP）、並びに良好な耐熱
および耐酸化性を有するが、室温で極端に脆いことが知
られている。M.Yamaguchi、Y.UmakoshiおよびT.Yamane
は、文献“Philosophical Magazine"A,55（1987）301の
中でこの現象を検討している。増大した用途に対してAl
3Ti型合金の価値を高める試みが処理技術の研究分野で
いくつか行なわれてきた。しかし、処理技術による延性
の改善の見込みは、主として多結晶の変形および延性に
必要なすべり系の必須の数よりも少ないすべり系を正方
晶（DO22）結晶構造が有しているために、少ない。ま
た、二元合金は調製が困難である。Al3X型のその他のア
ルミニウム基合金は類似の特性を有していることが知ら
れている。ここでＸは周期律表のIV A族およびV A族の
元素例えばＶ、Zr、Nb、HfおよびTaを示す。ここに使用
されるＡ亜族の選定は、純粋および応用化学の国際連合
（The International Union of Pure and Applied Chem
istry）によって推薦されているものであり、IV A族はT
iが筆頭にあり、V A族はＶが筆頭にあり、VI A族はCrが
筆頭にある。
3Tiは高強度、高硬度（〜450HDP）、並びに良好な耐熱
および耐酸化性を有するが、室温で極端に脆いことが知
られている。M.Yamaguchi、Y.UmakoshiおよびT.Yamane
は、文献“Philosophical Magazine"A,55（1987）301の
中でこの現象を検討している。増大した用途に対してAl
3Ti型合金の価値を高める試みが処理技術の研究分野で
いくつか行なわれてきた。しかし、処理技術による延性
の改善の見込みは、主として多結晶の変形および延性に
必要なすべり系の必須の数よりも少ないすべり系を正方
晶（DO22）結晶構造が有しているために、少ない。ま
た、二元合金は調製が困難である。Al3X型のその他のア
ルミニウム基合金は類似の特性を有していることが知ら
れている。ここでＸは周期律表のIV A族およびV A族の
元素例えばＶ、Zr、Nb、HfおよびTaを示す。ここに使用
されるＡ亜族の選定は、純粋および応用化学の国際連合
（The International Union of Pure and Applied Chem
istry）によって推薦されているものであり、IV A族はT
iが筆頭にあり、V A族はＶが筆頭にあり、VI A族はCrが
筆頭にある。
必要な数のすべり系を有しているので、立方晶構造
（L12）の合金は、低温でいっそう延性であり得ること
が良く知られている。これらの合金はまた、圧縮強度の
正の温度依存性をしばしば示す。
（L12）の合金は、低温でいっそう延性であり得ること
が良く知られている。これらの合金はまた、圧縮強度の
正の温度依存性をしばしば示す。
正方晶Al3Tiは、Fe、CuあるいはNiの第三成分添加に
よって立方晶L12構造に変換され得ることがしばしば知
られている。その現象は、A.RamanおよびK.Schubert,Z.
Metalik,56（1965）99;A.Seibold,Z.Metalik,72（198
1）712;K.S.KumarおよびJ.R.Pickens,Scripta Met.22
（1988）1015などの文献中で検討されている。特定の例
として、KumarおよびPickens,“Ternary Low−Density
Cubic L12Aluminides,“Proceedings of the Symposium
Dispersion Strengthened Aluminum Alloys,1988 TMS
Annual Meeting,Phoenix,Arizona,January 25−28,1988
は、これらのいく例かの初期の観察を集約しており、Al
5CuTi2およびAl22Fe3Ti8合金の立方晶形のものを記述し
ている。報告された硬度は〜330HDPで、合金は試験硬度
切欠きの付近の割れに対する耐性がほとんど無いことを
示している。一般に、この型の合金は製造が困難であ
り、多孔質、不均一性および第二相の欠点があり、これ
らの全ては機械的性質に有害な影響を及ぼし得る。ま
た、CuあるいはFeの添加は高温での耐酸化性を減少させ
る徴候がある。
よって立方晶L12構造に変換され得ることがしばしば知
られている。その現象は、A.RamanおよびK.Schubert,Z.
Metalik,56（1965）99;A.Seibold,Z.Metalik,72（198
1）712;K.S.KumarおよびJ.R.Pickens,Scripta Met.22
（1988）1015などの文献中で検討されている。特定の例
として、KumarおよびPickens,“Ternary Low−Density
Cubic L12Aluminides,“Proceedings of the Symposium
Dispersion Strengthened Aluminum Alloys,1988 TMS
Annual Meeting,Phoenix,Arizona,January 25−28,1988
は、これらのいく例かの初期の観察を集約しており、Al
5CuTi2およびAl22Fe3Ti8合金の立方晶形のものを記述し
ている。報告された硬度は〜330HDPで、合金は試験硬度
切欠きの付近の割れに対する耐性がほとんど無いことを
示している。一般に、この型の合金は製造が困難であ
り、多孔質、不均一性および第二相の欠点があり、これ
らの全ては機械的性質に有害な影響を及ぼし得る。ま
た、CuあるいはFeの添加は高温での耐酸化性を減少させ
る徴候がある。
［発明が解決しようとする課題］ 本発明の目的は、改善された延性と圧縮強度特性を有
する低密度のアルミニウムに富んだ金属間合金を提供す
ることである。
する低密度のアルミニウムに富んだ金属間合金を提供す
ることである。
本発明の別の目的は、優れた耐酸化性と高温特性を有
し、かつ魅力的な密度補償強度が得られる低密度である
立方晶構造の工学実用性の合金組成を提供することであ
る。
し、かつ魅力的な密度補償強度が得られる低密度である
立方晶構造の工学実用性の合金組成を提供することであ
る。
本発明の別の目的は、低温で適切な延性を有するアル
ミニウム−チタン組成物を提供することである。
ミニウム−チタン組成物を提供することである。
その他の目的および利点は、以下に記載される詳細な
説明および請求の範囲の記載を検討することにより当業
者に明らかになる。
説明および請求の範囲の記載を検討することにより当業
者に明らかになる。
前述の目的を達成するためにかつ発明の目的による
と、ここに具体的に広範に記載されるように、本発明の
アルミニウム−チタン合金組成は、マンガン元素、ある
いはクロム元素、あるいはマンガンとクロムの組合せで
アルミニウムの一部を置換して、かつ、前もって選択し
た場合には、周期律表のIV AあるいはV AならびにVI A
族から選択された元素でチタンの一部を置換して含有さ
せることによって改良される。
と、ここに具体的に広範に記載されるように、本発明の
アルミニウム−チタン合金組成は、マンガン元素、ある
いはクロム元素、あるいはマンガンとクロムの組合せで
アルミニウムの一部を置換して、かつ、前もって選択し
た場合には、周期律表のIV AあるいはV AならびにVI A
族から選択された元素でチタンの一部を置換して含有さ
せることによって改良される。
三元形態のそのような改良された合金は、15〜35原子
％のチタンと、３〜15原子％のマンガン、あるいはクロ
ム、あるいはマンガンとクロムの組合せと、残部として
実質的にアルミニウムを含有している。マンガンおよび
／またはクロムの添加はAl3Tiの立方晶改変を安定化す
る。これらの合金は特に低密度で、改善された延性と、
高温での改善された耐酸化性と、圧縮強度の正の温度依
存性を有していることが見出された。
％のチタンと、３〜15原子％のマンガン、あるいはクロ
ム、あるいはマンガンとクロムの組合せと、残部として
実質的にアルミニウムを含有している。マンガンおよび
／またはクロムの添加はAl3Tiの立方晶改変を安定化す
る。これらの合金は特に低密度で、改善された延性と、
高温での改善された耐酸化性と、圧縮強度の正の温度依
存性を有していることが見出された。
マンガン、あるいはクロム、あるいは両者の組合せは
この点で好ましい置換物であると考えられるけれども、
マンガンおよび／またはクロムに加えて周期律表の上記
の族から選択された元素を添加して四元組成物を構成す
ることができることに注目されたい。従って、より特別
な態様として、本発明によれば、バナジウムを用いたさ
らなる合金化が提供される。このより特別な合金組成
は、上述のパーセント範囲のチタンとマンガンおよび／
またはクロム、すなわち、15〜35原子％のチタンと、３
〜15原子％のマンガンおよび／またはクロム、さらに、
９原子％までのバナジウムからなる。バナジウムの添加
は耐割れ性を増大させる。
この点で好ましい置換物であると考えられるけれども、
マンガンおよび／またはクロムに加えて周期律表の上記
の族から選択された元素を添加して四元組成物を構成す
ることができることに注目されたい。従って、より特別
な態様として、本発明によれば、バナジウムを用いたさ
らなる合金化が提供される。このより特別な合金組成
は、上述のパーセント範囲のチタンとマンガンおよび／
またはクロム、すなわち、15〜35原子％のチタンと、３
〜15原子％のマンガンおよび／またはクロム、さらに、
９原子％までのバナジウムからなる。バナジウムの添加
は耐割れ性を増大させる。
好ましくは、アルミニウム−チタン合金組成物は、20
〜30原子％のチタンと、４〜12原子％のマンガンまたは
クロムあるいは両者の組合せと、３〜８原子％のバナジ
ウムと、残部の実質的なアルミニウムとを含有してい
る。これらの組成物は約3.6g/ccの密度と、改善された
延性と、1000℃付近の温度での顕著な強度と、優れた耐
酸化性を有する。特性評価と確立された原子位置の置換
挙動に基いて、周期律表のIV AあるいはV A、並びにVI
A族からの他の元素がバナジウムの代りに使用される。
同様にマンガンおよび／またはクロムの一部が鉄、銅お
よび／またはニッケルによって立方晶構造を失うことな
く置換され得る。
〜30原子％のチタンと、４〜12原子％のマンガンまたは
クロムあるいは両者の組合せと、３〜８原子％のバナジ
ウムと、残部の実質的なアルミニウムとを含有してい
る。これらの組成物は約3.6g/ccの密度と、改善された
延性と、1000℃付近の温度での顕著な強度と、優れた耐
酸化性を有する。特性評価と確立された原子位置の置換
挙動に基いて、周期律表のIV AあるいはV A、並びにVI
A族からの他の元素がバナジウムの代りに使用される。
同様にマンガンおよび／またはクロムの一部が鉄、銅お
よび／またはニッケルによって立方晶構造を失うことな
く置換され得る。
［発明の好ましい態様］ 本発明の好ましい実施態様を詳細に説明する。
本発明によれば、アルミニウム、チタンおよびマンガ
ンの量を変えることで、またアルミニウム、チタン、マ
ンガン、およびバナジウムおよび主な合金元素としてH
f、Zr、Nb、Ta、ＷおよびMoのような、その他のIV A、V
AおよびVI A族の元素の量を変えることで、およそ35の
合金が名目上のAl3Ti系合金として調製される。また、
マンガンの全部あるいは一部の代わりにクロムを使用す
ることが関連して実験された。
ンの量を変えることで、またアルミニウム、チタン、マ
ンガン、およびバナジウムおよび主な合金元素としてH
f、Zr、Nb、Ta、ＷおよびMoのような、その他のIV A、V
AおよびVI A族の元素の量を変えることで、およそ35の
合金が名目上のAl3Ti系合金として調製される。また、
マンガンの全部あるいは一部の代わりにクロムを使用す
ることが関連して実験された。
名目上の組成（Al,Mn）3Tiの三元合金および名目上の
組成（Al,Mn）３（Ti,V）の四元合金が、非消耗型電極
アーク溶解を含む数種の従来方法と種々の粉末処理方法
によって、顕著な空孔のない均質な形態で製造された。
三元合金では、得られた組成は15〜35原子％のTiと、３
〜15原子％のMnと、残部が実質的にAlであった。四元合
金では、得られた組成は15〜35原子％のTiと、３〜15原
子％のMnと、９原子％までのＶと、残部が実質的にAlで
あった。Ｘ線回折によって調査したところ、望ましい組
成のこれらの合金の結晶構造は主として、無視し得る第
二相を有する立方晶である。さらに、MnがAlと置き換っ
ていること、およびＶを添加した場合にはＶがTiと置き
換っていることが、回折パターンから測定される強度か
ら確認された。他の金属間相がある合金において形成さ
れるが、正方晶形のDO22相は、原子％のガイドライン:A
l＜68、Mn＞６およびTi＜28;あるいはAl＜68、Mn＞６お
よびTi＋Ｖ＜28を守ることによって、三元合金および四
元合金において回避できることが明らかである。マンガ
ンの全部あるいは一部がクロムにより置き換えられて同
様の結果が得られることが、同時に行った実験により確
認された。特定の量の鉄、銅および／またはニッケル元
素を、クロムおよび／またはマンガンで形成される立方
晶合金に立方晶構造を失うことなく添加し得ることも確
認された。
組成（Al,Mn）３（Ti,V）の四元合金が、非消耗型電極
アーク溶解を含む数種の従来方法と種々の粉末処理方法
によって、顕著な空孔のない均質な形態で製造された。
三元合金では、得られた組成は15〜35原子％のTiと、３
〜15原子％のMnと、残部が実質的にAlであった。四元合
金では、得られた組成は15〜35原子％のTiと、３〜15原
子％のMnと、９原子％までのＶと、残部が実質的にAlで
あった。Ｘ線回折によって調査したところ、望ましい組
成のこれらの合金の結晶構造は主として、無視し得る第
二相を有する立方晶である。さらに、MnがAlと置き換っ
ていること、およびＶを添加した場合にはＶがTiと置き
換っていることが、回折パターンから測定される強度か
ら確認された。他の金属間相がある合金において形成さ
れるが、正方晶形のDO22相は、原子％のガイドライン:A
l＜68、Mn＞６およびTi＜28;あるいはAl＜68、Mn＞６お
よびTi＋Ｖ＜28を守ることによって、三元合金および四
元合金において回避できることが明らかである。マンガ
ンの全部あるいは一部がクロムにより置き換えられて同
様の結果が得られることが、同時に行った実験により確
認された。特定の量の鉄、銅および／またはニッケル元
素を、クロムおよび／またはマンガンで形成される立方
晶合金に立方晶構造を失うことなく添加し得ることも確
認された。
本発明の合金は、さらに有利な特性を得るために従来
の冶金技術によってさらに改良し得る。例えば通常用い
られる酸化物やホウ化物のような分散相を、結晶粒構造
を微細化するために、あるいは強度を改良するために添
加し得る。また、熱的−機械的処理や、直接凝固／単結
晶鋳造や、あるいは（急速凝固粉末を含む）粉末の熱間
押出しを含む処理技術を、特性を改善するために使用で
きる。
の冶金技術によってさらに改良し得る。例えば通常用い
られる酸化物やホウ化物のような分散相を、結晶粒構造
を微細化するために、あるいは強度を改良するために添
加し得る。また、熱的−機械的処理や、直接凝固／単結
晶鋳造や、あるいは（急速凝固粉末を含む）粉末の熱間
押出しを含む処理技術を、特性を改善するために使用で
きる。
更に詳述しなくとも、当業者であれば上述の記載に基
いて本発明を最大範囲まで利用できる。次の実施例は本
発明の好ましい具体化を例証するために示されるが、本
発明を限定するものとして解釈されるべきではない。
いて本発明を最大範囲まで利用できる。次の実施例は本
発明の好ましい具体化を例証するために示されるが、本
発明を限定するものとして解釈されるべきではない。
［実施例］ アルミニウム基の低密度金属間化合物である三元組成
物Al66Mn6Ti28、Al67Mn6Ti27およびAl69.7Mn5.3Ti25お
よび四元組成物Al66Mn6Ti23V5が、純元素のアーク溶解
による塊状のものおよび冷間静圧プレス圧粉体として調
製された。Ｘ線回折パターンは、立方晶L12相が本質的
に100％であること、さらに結晶構造においてMnがAlと
置換していること、Ｖを用いた場合にはＶがTiと置換し
ていることを示した。合金Al66Mn6Ti23V5の回折パター
ンの例を第１図に示す。
物Al66Mn6Ti28、Al67Mn6Ti27およびAl69.7Mn5.3Ti25お
よび四元組成物Al66Mn6Ti23V5が、純元素のアーク溶解
による塊状のものおよび冷間静圧プレス圧粉体として調
製された。Ｘ線回折パターンは、立方晶L12相が本質的
に100％であること、さらに結晶構造においてMnがAlと
置換していること、Ｖを用いた場合にはＶがTiと置換し
ていることを示した。合金Al66Mn6Ti23V5の回折パター
ンの例を第１図に示す。
均質化のために溶融されて熱処理（例えば1000℃で16
時間）された合金の押込硬さは約200HDPであり、二元合
金のAl3Tiについての450HDPと比較して、175HDPと同じ
くらい低い。ダイヤモンドピラミッド押込硬さにおける
耐割れ性は、これらの合金では二元合金Al3Tiの耐割れ
性よりも、あるいはFe、CuおよびNiのみで合金化されて
得られた立方晶のものよりもずっと大きかった。例え
ば、Al3Tiは1kgの押込荷重で顕著な割れを示したが、一
方上記で検討した特定の合金は荷重が50kgを超過するま
で割れなかった。バナジウムを用いた合金は最も大きな
耐割れ性を示した。マンガンの全部あるいは一部がクロ
ムによって置き換えられた合金を用いて同時に行った試
験は同様の結果を示した。
時間）された合金の押込硬さは約200HDPであり、二元合
金のAl3Tiについての450HDPと比較して、175HDPと同じ
くらい低い。ダイヤモンドピラミッド押込硬さにおける
耐割れ性は、これらの合金では二元合金Al3Tiの耐割れ
性よりも、あるいはFe、CuおよびNiのみで合金化されて
得られた立方晶のものよりもずっと大きかった。例え
ば、Al3Tiは1kgの押込荷重で顕著な割れを示したが、一
方上記で検討した特定の合金は荷重が50kgを超過するま
で割れなかった。バナジウムを用いた合金は最も大きな
耐割れ性を示した。マンガンの全部あるいは一部がクロ
ムによって置き換えられた合金を用いて同時に行った試
験は同様の結果を示した。
圧縮試験では、この合金はアルミニウム基合金として
は非常に高い温度を許容する高い強度を有することを示
した。これは下記の表に示される。
は非常に高い温度を許容する高い強度を有することを示
した。これは下記の表に示される。
表1. 立方晶L12構造の三元合金Al69.7Mn5.3Ti25の機械
的性質 温度（℃） 25 400 600 800 900 降伏強度（ksi） 48 45 57 43 34 さらに、この合金は12〜15pctのオーダーのひずみま
で、室温で圧縮して塑性変形することができた。二元Al
3Tiについての同様の圧縮試験では延性がないことを示
した。アーク溶解後の金属粒の幾何学的制限により引張
り試験用試料は作ることができなかった。小さな試料の
曲げ試験により、曲げ延性がある程度あるが圧縮時の延
性に比しかなり小さいことが示された。
的性質 温度（℃） 25 400 600 800 900 降伏強度（ksi） 48 45 57 43 34 さらに、この合金は12〜15pctのオーダーのひずみま
で、室温で圧縮して塑性変形することができた。二元Al
3Tiについての同様の圧縮試験では延性がないことを示
した。アーク溶解後の金属粒の幾何学的制限により引張
り試験用試料は作ることができなかった。小さな試料の
曲げ試験により、曲げ延性がある程度あるが圧縮時の延
性に比しかなり小さいことが示された。
空気中で1000℃で24時間加熱された上記の合金の試料
はわずかに薄い酸化物層しか形成せず、そのため研摩表
面は高い反射性を保持することが示された。
はわずかに薄い酸化物層しか形成せず、そのため研摩表
面は高い反射性を保持することが示された。
上記の説明から、当業者は本発明の精神と範囲から離
れることなく本発明の本質的特徴を容易に確認でき、様
々の用途に本発明を適用するために種々の変更および改
変ができる。
れることなく本発明の本質的特徴を容易に確認でき、様
々の用途に本発明を適用するために種々の変更および改
変ができる。
第１図は、特定の合金Al66Mn6Ti23V5のＸ線回折パター
ンを示すグラフであり、立方晶L12相のみが存在するこ
とを示している。
ンを示すグラフであり、立方晶L12相のみが存在するこ
とを示している。
Claims (8)
- 【請求項１】15原子％から35原子％のチタンと;3原子％
から15原子％のマンガン、あるいはクロム、あるいはマ
ンガンとクロムの組合せと；残部が実質的にアルミニウ
ムから成ることを特徴とする、低密度耐熱性アルミニウ
ム−チタン合金。 - 【請求項２】合金組成の式がほぼAl66Mn6Ti28あるいはA
l66Cr6Ti28である、請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】９原子％までのバナジウムをさらに含有す
る、請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】合金組成の式がほぼAl66Mn6Ti23V5あるい
はAl66Cr6Ti23V5である、請求項３に記載の合金。 - 【請求項５】マンガンおよび／またはクロムの全部でな
くて一部がFe、Cuおよび／またはNiから選択された一元
素で置換されている、請求項１に記載の合金。 - 【請求項６】マンガンおよび／またはクロムの全部でな
くて一部がFe、Cuおよび／またはNiから選択された一元
素で置換されている、請求項３に記載の合金。 - 【請求項７】15原子％から35原子％のチタンと;3原子％
から15原子％のマンガン、あるいはクロム、あるいはマ
ンガンとクロムの組合せと;9原子％までのZr、Hf、Nb、
Ta、Moおよび／またはＷから選択された一元素と；残部
が実質的にアルミニウムから成ることを特徴とする、低
密度耐熱性アルミニウム−チタン合金。 - 【請求項８】マンガンおよび／またはクロムの全部でな
くて一部がFe、Cuおよび／またはNiから選択された一元
素で置換されている、請求項７に記載の合金。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/289,543 US4891184A (en) | 1988-12-23 | 1988-12-23 | Low density heat resistant intermetallic alloys of the Al3 Ti type |
| US331626 | 1989-03-30 | ||
| US07/331,626 US5006054A (en) | 1988-12-23 | 1989-03-30 | Low density heat resistant intermetallic alloys of the Al3 Ti type |
| US289543 | 1989-03-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02259043A JPH02259043A (ja) | 1990-10-19 |
| JP2868185B2 true JP2868185B2 (ja) | 1999-03-10 |
Family
ID=26965695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1334590A Expired - Lifetime JP2868185B2 (ja) | 1988-12-23 | 1989-12-22 | Ａｌ▲下３▼Ｔｉ型の低密度耐熱性金属間合金 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5006054A (ja) |
| EP (1) | EP0375374A1 (ja) |
| JP (1) | JP2868185B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3392440B2 (ja) * | 1991-12-09 | 2003-03-31 | 株式会社東芝 | 多層導体層構造デバイス |
| US5368660A (en) * | 1992-10-30 | 1994-11-29 | New Mexico Tech Research Foundation | High temperature TiAl2 -based ternary alloys |
| US5358584A (en) * | 1993-07-20 | 1994-10-25 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of Commerce | High intermetallic Ti-Al-V-Cr alloys combining high temperature strength with excellent room temperature ductility |
| US5776617A (en) * | 1996-10-21 | 1998-07-07 | The United States Of America Government As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Oxidation-resistant Ti-Al-Fe alloy diffusion barrier coatings |
| US5783315A (en) * | 1997-03-10 | 1998-07-21 | General Electric Company | Ti-Cr-Al protective coatings for alloys |
| CN102011078B (zh) * | 2010-12-23 | 2012-03-28 | 哈尔滨工业大学 | 一种细化定向凝固钛铝合金板坯表层组织的方法 |
| CN109913731B (zh) * | 2019-03-14 | 2020-12-04 | 南京玖铸新材料研究院有限公司 | 一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法 |
| CN110863125A (zh) * | 2019-11-28 | 2020-03-06 | 江阴市万里锻件有限公司 | 一种精密加工车床车刀用合金及其制备方法 |
| CN112695232A (zh) * | 2020-12-14 | 2021-04-23 | 淮阴工学院 | 一种提高铝镁合金焊丝强度和塑性的方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE517104A (ja) * | 1952-03-19 | |||
| US3203794A (en) * | 1957-04-15 | 1965-08-31 | Crucible Steel Co America | Titanium-high aluminum alloys |
| US2966735A (en) * | 1958-03-27 | 1961-01-03 | Aluminum Co Of America | Aluminum base alloy powder product |
| US3391999A (en) * | 1964-08-17 | 1968-07-09 | Texaco Inc | Preparation of metal aluminides |
| GB1394449A (en) * | 1972-12-01 | 1975-05-14 | Reading Alloys | Master alloy for titanium base alloys |
| JPS538642A (en) * | 1976-07-14 | 1978-01-26 | Nippon Packaging Kk | Mechanism for reciprocal movement along the surface |
| 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 |
| JPS62124241A (ja) * | 1985-11-22 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | 高融点アルミニウム合金急冷薄帯の製造方法 |
| JPS62270704A (ja) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | Kobe Steel Ltd | 加工性及び耐熱性の改善された急冷凝固アルミニウム合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-30 US US07/331,626 patent/US5006054A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-12-19 EP EP89313304A patent/EP0375374A1/en not_active Withdrawn
- 1989-12-22 JP JP1334590A patent/JP2868185B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5006054A (en) | 1991-04-09 |
| JPH02259043A (ja) | 1990-10-19 |
| EP0375374A1 (en) | 1990-06-27 |
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