CN101948969A - 耐热超级合金 - Google Patents

耐热超级合金 Download PDF

Info

Publication number
CN101948969A
CN101948969A CN2010102146476A CN201010214647A CN101948969A CN 101948969 A CN101948969 A CN 101948969A CN 2010102146476 A CN2010102146476 A CN 2010102146476A CN 201010214647 A CN201010214647 A CN 201010214647A CN 101948969 A CN101948969 A CN 101948969A
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
heat
following
alloy
resistant superalloy
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
Application number
CN2010102146476A
Other languages
English (en)
Inventor
原田广史
谷月峰
崔传勇
大泽真人
佐藤彰洋
小林敏治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
National Institute for Materials Science
Original Assignee
National Institute for Materials Science
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by National Institute for Materials Science filed Critical National Institute for Materials Science
Publication of CN101948969A publication Critical patent/CN101948969A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

本发明提供一种新型耐热超级合金，其组成，以质量％计，含有19.5-55％的钴、2％-25％的铬、0.2％-7％的铝、[0.17×(钴的含有质量％-23)+3]质量％以上、[0.17×(钴的含有质量％-20)+7]质量％以下且在3-15质量％范围内的钛、残余的镍和不可避免的杂质。

Description

耐热超级合金
本申请是申请日为2005年12月2日、申请号为200580041339.5、发明名称为“耐热超级合金”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及在航空发动机、发电用燃气轮机(gas turbine)等的耐热部件、特别是涡轮圆盘(turbine disk)或涡轮叶片中使用的耐热超级合金(heat-resistant superalloy)。
背景技术
航空发动机、发电燃气轮机等的耐热部件、例如涡轮圆盘，是保持叶片运动、高速旋转的零件，其材料需要耐受非常大的离心应力、而且疲劳强度、蠕变强度、破坏韧性优异。另一方面，伴随着燃料费(fuel consumption)和性能的提高，要求提高发动机气体温度和减轻涡轮圆盘的重量，材料需要有更高的耐热性和强度。
通常，涡轮圆盘使用Ni基锻造合金。例如，多使用Incone1718或者Waspaloy，所述Incone1718利用γ″(gamma double prime)相作为强化相，所述Waspaloy使比γ″相还稳定的γ′(gamma prime)相析出25vol％左右、利用其作为强化相。
从高温化的观点考虑，从1986年开始引入了スペシヤル·メタルズ开发的Udimet720。Udimet720是使γ′相析出45vol％左右、而且为了γ相的固熔强化而添加了钨的、特别是耐热特性优异的合金。但是，Udimet720的组织稳定性差，在使用中形成有害的TCP(Topologicallyclose packed)相，因此开发了Udimit720Li(U720Li/U720LI)，所述Udimit720Li实施了使铬量减少等的改进。但是，即使在Udimit720Li中，仍然产生TCP相，长时间或者高温下的使用受到限制。另外，有人指出，Udimit720以及720Li，因为其γ′固相线温度(solvus)和初期熔融温度的差小，因此热加工或者热处理等的工艺窗口(process window)窄。因此，难以通过铸造锻造工艺制造均质的涡轮圆盘，成为实际应用上的问题。
要求高强度的高压涡轮圆盘，有时候也使用以AF115、N18、Rene88DT等为代表的粉末冶金合金。粉末冶金合金，与含有大量的强化元素无关，具有可得到无偏析的均质的圆盘的优点。另一方面，为了防止夹杂物的混入，要求纯度高的真空熔解、粉末分级时的筛目大小的均衡化等的高度的制造工序管理，存在成本增加的问题。
但是，对于以往的Ni基耐热超级合金的化学组成，提出了数量众多的改进方案，但这些方案的任何一种都是含有钴、铬、钼或者钼和钨、铝、还有钛作为主要构成元素的同时，其具有代表性的是以铌、钽或者铌和钽作为必须成分。在该组成构成中，铌、钽的含有，虽然适用于上述的粉末冶金，但成为难以进行铸造锻造的主要原因。另外，钴，虽然其含有比例比较高，例如在ロ一ルス·ロイス公司的特开平10-46278号公报中所述，但不能带来特别具有意义的效果。另外，通常情况下，虽然有使γ′固相温度下降和扩大工艺窗口正面的效果，但在ジエネラル·エレクトリツク公司的EP1195446A1中，没有发现除此以外的效果，从和成本等的兼顾方面考虑，其含量限定在23重量％以下。
另一方面，因为钛具有强化γ′相的作用，因此从发挥提高拉伸强度和龟裂传播抑制的作用方面考虑，添加钛。但是，钛的过量添加，随着提高γ′固相线的同时而生成有害相，得不到完善的γ′组织，从该观点考虑，钛的添加限制至最多5重量％左右。
因此，在现有技术中，难以提供可耐受长时间、高温下的使用的、而且可铸造锻造的、制造性优异的耐热超级合金。
发明内容
本发明是鉴于以上的问题而做出的发明，目的是提供作为涡轮圆盘或者涡轮叶片用等有用的，长时间、高温下的耐热耐久特性优异的，而且可铸造锻造，制造性也优异的新型耐热超级合金。
而且，本发明提供具有以上的稳定的组织、达到高的高温强度的耐热超级合金。
即，本发明的发明人发现，在涡轮圆盘或涡轮叶片用的耐热超级合金中，通过在19.5质量％-55质量％的范围内积极地添加钴，可抑制有害的TCP相、达到高的高温强度。
另外发现，通过和钴同时以规定的比例增加钛，即使为高的合金浓度也能使γ/γ′的2相组织稳定化，达到更高的高温强度。而且，发明人通过适当地控制钴、钛等的主要构成元素的组成，实现制造性也优异的耐热超级合金。
进而，发明人还发现，Co3Ti合金具有和耐热超级合金的强化相即γ′相同样的结晶结构，因此，Co+Co3Ti合金具有和耐热超级合金同样的γ+γ′2相组织，故具有γ+γ′2相组织的Co-Ti合金、即Co+Co3Ti合金添加到耐热超级合金中，甚至在高合金浓度也可形成稳定的合金组织。
本发明是根据该知识见解而完成的发明，特征如下：
1.一种耐热超级合金，其组成为，含有2质量％-25质量％的铬、0.2质量％-7质量％的铝、19.5质量％-55质量％的钴、[0.17×(钴的含有质量％-23)+3]质量％以上、[0.17×(钴的含有质量％-20)+7]质量％以下且在3-15质量％范围内的钛，残余为镍和不可避免的杂质。
2.如上述第1所述的耐热超级合金，其特征在于，钴的含量在23.1质量％-55质量％。
3.如上述第1或2所述的耐热超级合金，其中，钛的含量在6.1质量％以上。
4.如上述第1或2所述的耐热超级合金，其中含有10质量％以下的钼以及10质量％以下的钨的至少一种。
5.如上述第4所述的耐热超级合金，其中，钼的含量低于3质量％。
6.如上述第4所述的耐热超级合金，其中，钨的含量低于3质量％。
7.如上述第1或2所述的耐热超级合金，其特征在于，含有5质量％以下的铌以及10质量％以下的钽的至少一种。
8.如上述第1或2所述的耐热超级合金，其特征在于，含有2质量％以下的钒、5质量％以下的铼、2质量％以下的铪、0.5质量％以下的锆、5质量％以下的铁、0.1质量％以下的镁、0.5质量％以下的碳以及0.1质量％以下的硼中的至少一种。
9.如上述第1或2所述的耐热超级合金，其中，含有0.05质量％以下的锆、0.05质量％以下的碳、0.05质量％以下的硼。
10.一种耐热超级合金，其特征在于，含有12质量％-14.9质量％的铬、2.0质量％-3.0质量％的铝、20质量％-24质量％的钴、6.1质量％-6.5质量％的钛、0.8质量％-1.5质量％的钨、2.5质量％-3.0质量％的钼、0.01质量％-0.10质量％的锆、0.01质量％-0.05质量％的碳、0.01质量％-0.05质量％的硼、残余的镍和不可避免的杂质。
11.上述第10所述的耐热超级合金，其是添加Co+Co3Ti合金而获得的。
12.上述第10所述的耐热超级合金，其是添加Co+20at％Ti合金而获得的。
13.一种耐热超级合金部件，其是使用上述第1-12的任一项所述的耐热超级合金，通过铸造、锻造、粉末冶金的1种或者多种方法来制造。
附图说明
图1是对本发明和以往的耐热超级合金比较其微观组织的显微镜照片。
图2是表示对本发明和以往的耐热超级合金以及不包含在本发明中的合金进行压缩试验得到的结果的图。
图3是表示本发明和以往的耐热超级合金以及不包含在本发明中的合金的高温强度的图。
图4是压延材料的外观照片。
图5是例示压延材料的拉伸试验结果的图。
图6是例示压延材料的蠕变试验结果的图。
图7是表示实施例合金1的压延材料的微组织的照片。
图8是表示实施例合金3的压延材料的微组织的照片。
图9是表示电弧锭(arc ingot)材料的微观组织的照片。
图10是例示电弧锭材料的拉伸试验结果的图。
具体实施方式
在本发明中，为了抑制TCP相、提高高温强度，积极地添加19.5质量％以上的量的钴。由此，即使钛的量在3质量％-15质量％的范围内也可实现高的高温强度。另外，在和钛复合添加的情况下，例如，以Co-Ti合金方式添加的情况下，通过钴为19.5质量％以上、钛为6.1质量％以上，可实现高的高温强度。即使在含有钴25质量％以上、另外28质量％以上、进而至多55质量％的合金中，也可得到同样的效果。通过增加钴的量，γ′固相温度下降，工艺窗口变宽，还产生锻造性提高的效果。但是，根据高温压缩试验结果，含有钴为56质量％以上的合金，其到750℃之前的强度比以往的合金的强度低，因此必须避免添加56质量％以上的钴。
因为钛强化γ′、引起强度的提高，故有必要添加3质量％以上。如上所述，在和钴一起复合添加的情况下，相稳定性更优异、可实现高强度。含量为6.1质量％以上、或者6.7质量％以上、进而7质量％以上也同样可得到优异的效果。基本上，通过选择具有γ+γ′2相组织的耐热超级合金、添加Co+Co3Ti合金、例如Co-20at％Ti，即使高合金浓度也可获得组织稳定、强度高的合金。但是，如果钛的含量超过15质量％，有害相即η相的生成等变得显著，因此其含量以15质量％为上限。
为了强化γ相、提高高温强度，添加钼以及钨。优选在上述的规定范围内含有。如果超出规定含量的范围，密度变大。即使钼不到3质量％、例如2.6质量％以下、钨不到3质量％、例如1.5质量％以下也是有效的。
为了耐环境性和疲劳龟裂传播特性的改善，添加铬。如果不到上述的规定范围的含量，得不到希望的特性，如果超过规定含量的范围，生成有害的TCP相。铬的含量，优选16.5质量％以下。
铝是形成γ′相的元素，在上述规定范围内调整其含量以使γ′相为优选的量。
为了得到延展性和韧性，添加上述规定范围的含量的锆、碳以及硼。如果超过规定范围的含量，会使蠕变强度降低、或工艺窗口变窄等。
作为其它的元素，即铌、钽、铼、钒、铪、铁、镁，根据和以往技术同样的理由，使它们的含量在上述规定范围内。
另外，在本发明中，认为钛的质量％在下式表示的范围内也是合适的。
0.17×(钴的质量％-23)+3以上
0.17×(钴的质量％-20)+7以下。
因此，以下表示实施例、更详细地进行说明。当然发明不受以下的实施例的限定。
<实施例1>
通过熔炼制作具有下表1表示的组成的合金A-L。在这些合金中，包含在本发明内的合金为A-K，合金L是比较例、钴的含量超出本发明的范围。
表1
  合金   Cr   Ni   Co   Mo   W   Ti   Al   C   B   Zr
  A   14   Bal.   22   2.7   1.1   6.2   2.3   0.02   0.02   0.03
  B   14   Bal.   25   2.6   1.1   6.8   2.1   0.02   0.02   0.03
  C   13   Bal.   29   2.4   1.0   7.4   2.0   0.02   0.01   0.02
  D   12   Bal.   32   2.3   0.9   8.0   1.9   0.02   0.01   0.02
  E   11   Bal.   35   2.1   0.9   8.6   1.8   0.02   0.01   0.02
  F   10   Bal.   39   2.0   0.8   9.2   1.6   0.02   0.01   0.02
  G   10   Bal.   42   1.8   0.8   9.8   1.5   0.02   0.01   0.02
  H   9   Bal.   46   1.7   0.7   10.4   1.4   0.01   0.01   0.02
  I   8   Bal.   49   1.5   0.6   11   1.3   0.01   0.01   0.02
  J   11   Bal.   27   2.1   0.9   9.0   2.2   0.02   0.01   0.03
  K   15   Bal.   29   2.8   1.1   6.9   1.8   0.02   0.02   0.02
  L   5   Bal.   63   0.9   0.4   13   0.8   0.01   0.01   0.01
组成为重量％。
比较本发明的合金C和以往的U720Li合金的微观组织。如图1所示，在750℃下进行240小时热处理后的合金中，在U720Li合金中观察到有害相即TCP相。另一方面，在本发明的合金C中，没有观察到TCP相，可确认具有优异的组织稳定性。
使用本发明的合金A、C、E以及I和以往的U720Li合金、以及不包含在本发明中的合金L，进行压缩试验，比较其结果。结果如图2和图3所示。
如图2所示，本发明的合金A、C、E以及I，在700℃-900℃的高温强度比U720Li合金以及合金L优异。特别是比U720Li合金优异得多。本发明的合金A、C、E以及I，在涡轮圆盘的使用领域附近的高温强度高。
另一方面，1000℃以上的高温强度，本发明的A、C、E以及I和以往的U720Li合金一样。此意味着本发明的合金A、C、E以及I在锻造加工温度中的抑制变形等和以往的一样，具有和以往的U720Li合金相同程度的制造性。
从图3所示的高温强度的结果可知，钴的含量在55质量％以下是合适的。可估计特别优选的钴和钛的含量，钴为23质量％以上、35质量％以下，钛为6.3质量％以上、8.6质量％以下。
<实施例2>
和实施例1同样地操作，制作具有下表2的组成的合金(alloy)1～25。其中，合金25的组成是本发明的范围外的比较例合金。
表2
  合金   Ni   Co   Cr   Mo   W   Al   Ti   Nb   Ta   C   B   Zr
  1   Bal.   21.8   14.4   2.7   1.1   2.3   6.2   -   -   0.023   0.013   0.033
  2   Bal.   23.3   16.5   3.1   1.2   1.9   5.1   -   -   0.026   0.018   0.022
  3   Bal.   26.2   14.9   2.8   1.1   1.9   6.1   -   -   0.014   0.017   0.019
  4   Bal.   28.6   12.8   2.4   1.0   2.0   7.4   -   -   0.020   0.013   0.021
  5   Bal.   30.0   14.5   2.7   1.1   1.8   6.4   -   -   0.023   0.015   0.020
  6   Bal.   31.0   15.6   3.0   1.1   1.6   5.7   -   -   0.025   0.017   0.022
  7   Bal.   23.4   14.1   2.7   1.2   2.2   5.8   -   -   0.032   0.015   0.032
  8   Bal.   24.9   13.8   2.6   1.1   2.2   5.7   -   -   0.032   0.014   0.032
  9   Bal.   26.5   13.5   2.6   1.1   2.1   5.6   -   -   0.031   0.014   0.031
  10   Bal.   24.6   16.5   3.1   1.2   1.8   5.3   -   -   0.029   0.018   0.022
  11   Bal.   26.2   16.1   3.0   1.2   1.8   5.2   -   -   0.028   0.017   0.021
  12   Bal.   27.8   14.6   2.8   1.1   1.9   5.9   -   -   0.017   0.017   0.019
  13   Bal.   29.2   14.3   2.7   1.1   1.9   5.8   -   -   0.016   0.016   0.018
  14   Bal.   30.0   12.5   2.4   1.0   2.0   7.3   -   -   0.029   0.013   0.021
  15   Bal.   31.5   12.3   2.3   1.0   1.9   7.1   -   -   0.029   0.012   0.020
  16   Bal.   24.7   13.7   2.6   1.1   2.2   5.6   -   1.0   0.032   0.014   0.031
  17   Bal.   24.2   13.4   2.6   1.1   2.1   5.5   -   3.0   0.031   0.014   0.031
  18   Bal.   24.7   13.7   2.6   1.1   2.2   5.6   1.0   -   0.032   0.014   0.031
  19   Bal.   24.2   13.4   2.6   1.1   2.1   5.5   3.0   -   0.031   0.014   0.031
  20   Bal.   26.2   13.4   2.6   1.1   2.1   5.5   -   1.0   0.031   0.014   0.031
  21   Bal.   26.2   13.4   2.6   1.1   2.1   5.5   1.0   -   0.031   0.014   0.031
  22   Bal.   26.0   16.5   -   2.8   1.8   5.9   -   -   0.032   0.014   0.031
  23   Bal.   23.1   16.3   1.8   -   1.8   5.5   -   -   0.033   0.014   0.031
  24   Bal.   28.0   15.5   -   -   2.2   5.8   -   -   0.031   0.013   0.028
  25   Bal.   18   14.4   2.8   1.2   2.3   5.9   -   -   0.033   0.015   0.033
图4一并表示对通过现有技术得到的720LI以及作为本发明的实施例的合金2进行压延的结果的外观照片。在和U720LI同样压延时不产生裂纹、可观察到能很好地压延的情况。虽然此处只显示出合金2，但也确认即使在其它的实施例合金中，也表示出和以往的合金同等以上的压延性。可以表明，本发明具有以往的合金强度以上的高强度，同时不损害压延性。
另外，表3表示从压延材料选取的试验片在750℃下的拉伸试验结果。任何一个实施例合金都显示出比以往U720LI还优异的拉伸强度，可确认合金1～3、5提高了约10％的耐力。
表3
  合金   0.2％耐力(MPa)  拉伸强度(MPa)
  U720LI   888   1056
  1   977   1140
  2   951   1130
  3   993   1151
  5   950   1118
  6   862   1124
图5表示从压延材料选取的试验片在650℃/628MPa下达到约1000小时的蠕变曲线。可以表明显示出比U720LI优异的蠕变特性。可以表明特别是合金1、合金5显示出极其优异的特性。
图7和图8分别表示在实施例合金1以及3中为了确认长时间相稳定性而进行的在750℃下、保持1000小时的试验后的微观组织。没有发现称为TCP相的有害相，可知本发明合金具有稳定性极其好的金属组织。
图9一并表示比较例25的组织以及实施例合金7以及8的电弧锭材料的微观组织。在组成25中观察到大量的TCP相，与此相对，在合金7和8中观察不到TCP相。可以表明，本发明合金通过添加Co，实现了优异的相稳定性。
图10表示从电弧锭选取的试验片在各温度下的压缩试验结果。可以表明，在任何温度下实施例合金都具有远远高于以往的U720LI的强度。
而且，表4表示对于不含Mo或者W的实施例合金和添加了Nb或者Ta的实施例合金，从电弧锭选取的试验片在750℃下的压缩试验结果。可以表明，任何实施例都具有优异的特性。
表4
  合金   0.2％耐力(MPa)
  U720LI   673
  合金16   840
  合金17   879
  合金18   778
  合金19   773
  合金22   870
  合金24   785
如上详细的说明，通过本发明，提供作为喷气式发动机、燃气轮机的关键部件(critical parts)的涡轮圆盘或涡轮叶片用的新型耐热超级合金。以往，通过铸造锻造法得到的耐热超级合金中，U720显示出最高的高温强度，可认为其为限度，但本发明提供了超过其的耐热超级合金。

Claims (13)

1.一种耐热超级合金，其组成为，含有2质量％-25质量％的铬、0.2质量％-7质量％的铝、19.5质量％-55质量％的钴、[0.17×(钴的含有质量％-23)+3]质量％以上、[0.17×(钴的含有质量％-20)+7]质量％以下且在3-15质量％范围内的钛，残余为镍和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的耐热超级合金，其特征在于，钴的含量在23.1质量％-55质量％。
3.如权利要求1或2所述的耐热超级合金，其中，钛的含量在6.1质量％以上。
4.如权利要求1或2所述的耐热超级合金，其中含有10质量％以下的钼以及10质量％以下的钨的至少一种。
5.如权利要求4所述的耐热超级合金，其中，钼的含量低于3质量％。
6.如权利要求4所述的耐热超级合金，其中，钨的含量低于3质量％。
7.如权利要求1或2所述的耐热超级合金，其特征在于，含有5质量％以下的铌以及10质量％以下的钽的至少一种。
8.如权利要求1或2所述的耐热超级合金，其特征在于，含有2质量％以下的钒、5质量％以下的铼、2质量％以下的铪、0.5质量％以下的锆、5质量％以下的铁、0.1质量％以下的镁、0.5质量％以下的碳以及0.1质量％以下的硼中的至少一种。
9.如权利要求1或2所述的耐热超级合金，其中，含有0.05质量％以下的锆、0.05质量％以下的碳、0.05质量％以下的硼。
10.一种耐热超级合金，其特征在于，含有12质量％-14.9质量％的铬、2.0质量％-3.0质量％的铝、20质量％-24质量％的钴、6.1质量％-6.5质量％的钛、0.8质量％-1.5质量％的钨、2.5质量％-3.0质量％的钼、0.01质量％-0.10质量％的锆、0.01质量％-0.05质量％的碳、0.01质量％-0.05质量％的硼、残余的镍和不可避免的杂质。
11.权利要求10所述的耐热超级合金，其是添加Co+Co3Ti合金而获得的。
12.权利要求10所述的耐热超级合金，其是添加Co+20at％Ti合金而获得的。
13.一种耐热超级合金部件，其是使用权利要求1-12的任一项所述的耐热超级合金，通过铸造、锻造、粉末冶金的一种或者多种方法来制造。
CN2010102146476A 2004-12-02 2005-12-02 耐热超级合金 Pending CN101948969A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004-350166 2004-12-02
JP2004350166 2004-12-02

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800413395A Division CN101072887A (zh) 2004-12-02 2005-12-02 耐热超级合金

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN101948969A true CN101948969A (zh) 2011-01-19

Family

ID=36565222

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800413395A Pending CN101072887A (zh) 2004-12-02 2005-12-02 耐热超级合金
CN2010102146476A Pending CN101948969A (zh) 2004-12-02 2005-12-02 耐热超级合金

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800413395A Pending CN101072887A (zh) 2004-12-02 2005-12-02 耐热超级合金

Country Status (5)

Country Link
US (2) US20080260570A1 (zh)
EP (1) EP1842934B1 (zh)
JP (1) JP5278936B2 (zh)
CN (2) CN101072887A (zh)
WO (1) WO2006059805A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105283574A (zh) * 2013-03-28 2016-01-27 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金及其生产方法

Families Citing this family (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102006057912A1 (de) * 2006-12-08 2008-06-12 Mtu Aero Engines Gmbh Leitschaufelkranz sowie Verfahren zum Herstellen desselben
GB0719195D0 (en) * 2007-10-02 2007-11-14 Rolls Royce Plc A nickel base superalloy
CH699716A1 (de) * 2008-10-13 2010-04-15 Alstom Technology Ltd Bauteil für eine hochtemperaturdampfturbine sowie hochtemperaturdampfturbine.
US20120279351A1 (en) * 2009-11-19 2012-11-08 National Institute For Materials Science Heat-resistant superalloy
CN102433466A (zh) * 2010-09-29 2012-05-02 中国科学院金属研究所 一种含稀土元素的镍钴基高温合金及其制备方法
CN102443721B (zh) * 2010-10-13 2013-10-09 中国科学院金属研究所 一种组织稳定性好、易加工的镍钴基高温合金
CA2810504C (en) 2010-11-10 2016-01-05 Honda Motor Co., Ltd. Nickel alloy
JP2012107269A (ja) * 2010-11-15 2012-06-07 National Institute For Materials Science ニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材
JP2012174843A (ja) * 2011-02-21 2012-09-10 Tokyo Electron Ltd 金属薄膜の成膜方法、半導体装置及びその製造方法
US10227678B2 (en) 2011-06-09 2019-03-12 General Electric Company Cobalt-nickel base alloy and method of making an article therefrom
WO2013089218A1 (ja) 2011-12-15 2013-06-20 独立行政法人物質・材料研究機構 ニッケル基耐熱超合金
CN102534307A (zh) * 2012-02-14 2012-07-04 于学勇 一种高强度镍钴基高阻尼合金
WO2014081491A2 (en) 2012-08-28 2014-05-30 Questek Innovations Llc Cobalt alloys
CN103194655A (zh) * 2013-04-19 2013-07-10 苏州昊迪特殊钢有限公司 一种复合钴镍合金金属的配方
JP6356800B2 (ja) * 2013-07-23 2018-07-11 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 超合金及びそれからなる部品
GB201400352D0 (en) 2014-01-09 2014-02-26 Rolls Royce Plc A nickel based alloy composition
EP3042973B1 (en) 2015-01-07 2017-08-16 Rolls-Royce plc A nickel alloy
JP6252704B2 (ja) * 2015-03-25 2017-12-27 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
CN107427897B (zh) * 2015-03-30 2018-12-04 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金的制造方法
GB2539957B (en) 2015-07-03 2017-12-27 Rolls Royce Plc A nickel-base superalloy
JP6769341B2 (ja) * 2017-02-24 2020-10-14 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超合金
JP6965364B2 (ja) * 2017-04-21 2021-11-10 シーアールエス ホールディングス, インコーポレイテッドCrs Holdings, Incorporated 析出硬化型コバルト−ニッケル基超合金およびそれから製造された物品
US10793934B2 (en) * 2017-05-02 2020-10-06 United Technologies Corporation Composition and method for enhanced precipitation hardened superalloys
CN107267810A (zh) * 2017-06-08 2017-10-20 中冶京诚(扬州)冶金科技产业有限公司 一种耐热垫块用高温合金及轧钢加热炉用耐热垫块
US20190063256A1 (en) * 2017-08-31 2019-02-28 United Technologies Corporation High yield strength nickel alloy with augmented precipitation hardening
US20190241995A1 (en) * 2018-02-07 2019-08-08 General Electric Company Nickel Based Alloy with High Fatigue Resistance and Methods of Forming the Same
KR102142439B1 (ko) * 2018-06-11 2020-08-10 한국기계연구원 고온 크리프 특성과 내산화성이 우수한 니켈기 초내열 합금 및 그 제조방법
CN109576534B (zh) * 2019-01-25 2020-10-30 北京科技大学 一种低钨含量γ′相强化钴基高温合金及其制备工艺
CN111607719B (zh) * 2019-02-26 2021-09-21 南京理工大学 含层错与γ′相复合结构的镍基合金及其制备方法
CN113308654B (zh) * 2020-02-27 2022-04-08 南京理工大学 一种具有纳米结构和γ`相复合结构的镍基合金及其制备方法
CN111378873B (zh) * 2020-04-23 2021-03-23 北京钢研高纳科技股份有限公司 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机
CN111534720A (zh) * 2020-05-12 2020-08-14 山东大学 一种孪晶强化的镍基高温合金及其制备方法和应用
CN112080670B (zh) * 2020-09-10 2021-09-17 中国科学院金属研究所 一种高温合金及其制备方法
EP4063045A1 (de) * 2021-03-22 2022-09-28 Siemens Energy Global GmbH & Co. KG Nickelbasis-legierungszusammensetzung für bauteile mit reduzierter rissneigung und optimierten hochtemperatureigenschaften
CN112981186B (zh) 2021-04-22 2021-08-24 北京钢研高纳科技股份有限公司 低层错能的高温合金、结构件及其应用
CN113234963B (zh) * 2021-05-19 2021-12-17 沈阳航空航天大学 室温以及低温环境用镍铬基超合金及其制备方法
CN114032421B (zh) * 2022-01-07 2022-04-08 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种增材制造用镍基高温合金、镍基高温合金粉末材料和制品
WO2024006374A1 (en) * 2022-06-28 2024-01-04 Ati Properties Llc Nickel-base alloy
US11913093B2 (en) * 2022-07-11 2024-02-27 Liburdi Engineering Limited High gamma prime nickel based welding material

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB733489A (en) * 1952-07-09 1955-07-13 Mond Nickel Co Ltd Improvements relating to nickel-chromium-cobalt alloys
FR1083251A (fr) * 1953-08-11 1955-01-06 Wiggin & Co Ltd Henry Améliorations apportées aux alliages résistant à la chaleur
DE1096040B (de) * 1953-08-11 1960-12-29 Wiggin & Co Ltd Henry Verfahren zur Herstellung einer Nickellegierung hoher Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen
US2809110A (en) * 1954-08-05 1957-10-08 Utica Drop Forge & Tool Corp Alloy for high temperature applications
GB942794A (en) * 1959-04-14 1963-11-27 Birmingham Small Arms Co Ltd Improvements in or relating to powder metallurgy
GB1090564A (en) * 1964-04-27 1967-11-08 Gen Electric Improvements in high stability nickel base alloy
SE328414B (zh) * 1969-05-13 1970-09-14 Martin Metals Co
FR2041643A5 (en) * 1969-05-14 1971-01-29 Martin Marietta Corp Nickel base superalloy for turbine blades
US3869284A (en) * 1973-04-02 1975-03-04 French Baldwin J High temperature alloys
JPS5281015A (en) * 1975-12-29 1977-07-07 Shiyoufuu Toushi Seizou Kk Dental alloy
US4140555A (en) * 1975-12-29 1979-02-20 Howmet Corporation Nickel-base casting superalloys
DE69218089T2 (de) * 1991-04-15 1997-06-19 United Technologies Corp Schmiedeverfahren für Superlegierungen und verwandte Zusammensetzung
US5476555A (en) * 1992-08-31 1995-12-19 Sps Technologies, Inc. Nickel-cobalt based alloys
US5938863A (en) * 1996-12-17 1999-08-17 United Technologies Corporation Low cycle fatigue strength nickel base superalloys
JP3564304B2 (ja) * 1998-08-17 2004-09-08 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基耐熱合金の熱処理方法
JP2000204426A (ja) * 1999-01-13 2000-07-25 Ebara Corp 耐粒界硫化腐食性Ｎｉ基超合金
EP1195446A1 (en) * 2000-10-04 2002-04-10 General Electric Company Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts, and impellers

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105283574A (zh) * 2013-03-28 2016-01-27 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金及其生产方法
US9903011B2 (en) 2013-03-28 2018-02-27 Hitachi Metals, Ltd. Ni-based heat-resistant superalloy and method for producing the same

Also Published As

Publication number Publication date
EP1842934A1 (en) 2007-10-10
EP1842934B1 (en) 2011-10-19
US8734716B2 (en) 2014-05-27
JPWO2006059805A1 (ja) 2008-06-05
US20110194971A1 (en) 2011-08-11
EP1842934A4 (en) 2008-03-05
WO2006059805A1 (ja) 2006-06-08
CN101072887A (zh) 2007-11-14
US20080260570A1 (en) 2008-10-23
JP5278936B2 (ja) 2013-09-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101948969A (zh) 耐热超级合金
JP5696995B2 (ja) 耐熱超合金
EP2778241B1 (en) Heat-resistant nickel-based superalloy
US10309229B2 (en) Nickel based alloy composition
WO2020203460A1 (ja) Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法
EP2479302A1 (en) Ni-based heat resistant alloy, gas turbine component and gas turbine
US6866727B1 (en) High temperature powder metallurgy superalloy with enhanced fatigue and creep resistance
US6969431B2 (en) High temperature powder metallurgy superalloy with enhanced fatigue and creep resistance
US20160168662A1 (en) Alloy
JP2018131667A (ja) Ｎｉ基合金、ガスタービン材およびクリープ特性に優れたＮｉ基合金の製造方法
JP2009149976A (ja) 三元ニッケル共晶合金
JP4387331B2 (ja) Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法
JP5645054B2 (ja) アニーリングツインを含有するニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材
US5545265A (en) Titanium aluminide alloy with improved temperature capability
JP2008179845A (ja) ナノ構造化超合金構造部材及び製造方法
KR102490974B1 (ko) Co기 합금 구조체 및 그 제조 방법
WO2018116797A1 (ja) Ｎｉ基耐熱合金
US20170342525A1 (en) High strength ni-based superalloy
JP2012107269A (ja) ニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20110119