CN1111207C - 压铸镍基高温合金制品 - Google Patents

压铸镍基高温合金制品 Download PDF

Info

Publication number
CN1111207C
CN1111207C CN99127276A CN99127276A CN1111207C CN 1111207 C CN1111207 C CN 1111207C CN 99127276 A CN99127276 A CN 99127276A CN 99127276 A CN99127276 A CN 99127276A CN 1111207 C CN1111207 C CN 1111207C
Authority
CN
China
Prior art keywords
goods
die
temperature
casting
sleeve
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
Application number
CN99127276A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1279299A (zh
Inventor
约翰·J·希拉
拉尔夫·朱格诺
沃尔特·F·古斯塔夫森
小约翰·J·马辛
杰弗里·W·塞缪尔森
德尔文·E·诺顿
杰伊·J·努涅斯
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.)
Union Process Inc
Raytheon Technologies Corp
Original Assignee
United Technologies Corp
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
Priority claimed from US11356998P external-priority
Application filed by United Technologies Corp filed Critical United Technologies Corp
Publication of CN1279299A publication Critical patent/CN1279299A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1111207C publication Critical patent/CN1111207C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C19/00Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D17/00Pressure die casting or injection die casting, i.e. casting in which the metal is forced into a mould under high pressure
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C1/00Making alloys
    • C22C1/02Making alloys by melting
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C19/00Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055Alloys 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%
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C19/00Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056Alloys 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%
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C19/00Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • FMECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01DNON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12Blades
    • F01D5/28Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • FMECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05CINDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
    • F05C2201/00Metals
    • F05C2201/04Heavy metals
    • F05C2201/0433Iron group; Ferrous alloys, e.g. steel
    • F05C2201/0466Nickel

Abstract

公开一种IN 718镍基高温合金的压铸制品。其微观结构的特征在于没有流线,并且包括例如ASTM 3规定的或更细的细小晶粒度。还公开一种热处理该制品的方法。示例性制品包括燃气涡轮发动机元件,例如叶片,导向叶片,外壳和密封件。

Description

压铸镍基高温合金制品
技术背景本发明概括说涉及高温合金材料制造的制品,具体说涉及镍基高温合金所制制品和这种合金的热处理方法。这种合金的熔化温度一般很高,超过1260~1371℃/2300~2500°F。镍基高温合金用于要求强度-重量比高、耐蚀性好和相当高温度的应用场合中,例如高达或超过大约1093℃/2000°F的温度。
例如在燃气涡轮发动机中,涡轮段一般使用这种高温合金,有时发动机压缩机段的后几段亦然,例如非限制性包括翼型件如叶片和导向叶片,以及静态和结构的组件如中间的和压缩机的外壳,压缩机盘,涡轮箱和涡轮盘等。在燃气涡轮发动机中使用的一般镍基高温合金是殷钢718(Inconel718,IN 718),以重量百分比计,其广义组成是大约0.01~0.05的碳(C),13~25的铬(Cr),2.5~3.5的钼(Mo),5.0~5.75的(钶(Cb)[也叫作铌(Nb)]+钽(Ta)),0.7~1.2的钛(Ti),0.3~0.9的铝(Al),高达约21的铁(Fe),余量一般是镍(Ni)。
在燃气涡轮发动机工业中,多用锻造来制备复杂的、三维形状部件如叶片和导向叶片。传统上将镍基高温合金精密锻造来制造一些部件,这些部件要有微细的平均晶粒度,均衡的高强度,轻重量和良好的抗高循环疲劳性。生产得当时,这些部件就展现均衡的高强度,轻重量和耐用性。
简而言之,为锻造诸如叶片和导向叶片之类的部件,首先要得到组成与最终元件所要求组成相应的料坯。再将该料锭变成小坯段,对叶片和导向叶片而言一般是圆柱状,然后进行热机械加工,如在可加热的模具和/或锻造器具之间加热和冲压几次并且逐渐成形至类似于所要求的形状,以使材料形变并变成所要求的元件形状。当需要得到具备精确形状、尺寸或特性的元件时,一般须加热每个元件以便得到所要求的性能,例如硬化/强化,释放应力,耐裂纹核化和特定程度的耐HCF,还要精加工如机械、化学铣削和/或介质整理。
锻造法制备元件价格高昂且工艺耗时,因此一般仅对要求特殊均衡性能的元件质量才有保证,例如在室温和高温下都要求高强度、轻重量和耐用性的情况。就得到锻造用材料而言,某些材料要求长的先导时间,有时要以月计。锻造一般包括一系列作业,且每个作业都有其单独的模具和相关设备。诸如叶片根部机械加工和产生适当表面光洁度类的锻后修整作业,占生产锻造部件全部费用的很大部分,并包括了须扔弃部件的重大部分。
元件锻造过程中,要除去许多原材料(约高达85%)而并不构成最终元件的一部分,例如工艺废物。所生产元件的复杂形状纯粹是增加精力和制造该元件的费用,对形状特别复杂的燃气涡轮发动机元件则考虑得更多。如IN 718类的镍基高温合金还呈现明显的回弹,例如材料是回弹的,则必须重视锻造期间发生的回弹,例如一般须“过锻造”部件。如上所述,最终元件仍然需要成本高昂的锻后加工。而且,在使用计算机软件进行计算机流体动力学分析并产生气动性更有效的翼型件形状时,这种翼型件和部件的三维形状甚至更复杂。将高温合金密锻成这种先进而更复杂的形状就更加困难或不可能,这是例如部分由于许多材料在锻造期间展现的轻度回弹性所至,进一步增加元件的成本,或者使元件如此昂贵以至于在发动机技术中开发该特定优点时经济上不可行,或者要对某些部件使用特殊合金。
锻造元件还常常展现值得注意程度的缺陷,包括夹杂物和碳化物,该缺陷因元件不同而有明显差异。例如IN 718铌含量较高的元件还趋于元素分凝,以及诸如拉福斯相(Laves)和其他拓扑性紧密填充相的形成。这些缺陷的存在和多寡对机械性能有不利影响,特别是在高温时。这些缺陷的含量一般取决于材料组分和元件在高温下,例如锻造时显露时间的长短。因此要对制品进行热处理来减少或消除这些缺陷,例如除了对制品进行任何其他处理外,还以单独步骤出现的均质化热处理。热处理一般包括将制品置于相当高的温度如大约1093℃/2000°F历时多达数小时。温度要足够高才能减少偏析,但也不能高得或时间长得能发生明显的晶粒生长。
铸造已广泛用来产生相当接近最终形状的制品。
经常使用失腊铸造(熔模精密铸造法investment casting)制造这种制品,其中将熔化金属倾入内有待铸制品形状空腔的陶瓷壳模中。但是失腊铸造的产品却有特别大的晶粒(相对锻造得到的小平均晶粒度而言),有时整个部件包括单一晶粒。另外,在试验结果中,固化速度可造成存在不可接受量、产生大量散射(因部件不同而有差异)的元素分凝,或者存在还能导致性能降低的脆弱相。而且,由于对每个部件都要制造一个单独的模具,这种工艺价格高昂。难以达到部件之间尺寸非常精确的再现性。此外,熔融材料要在空气或其他气体中熔化,倾注和/或固化,这就造成部件具有不合要求的性能,例如夹杂物和孔隙,特别是对含有反应性元素的材料。必须消除孔隙,例如通过对制品进行热压。对IN 718,一般在982~1024℃/1800~1875°F之间的温度和105~154MPa/15~22ksi之间的压力下进行制品的HIP′d数小时。陶瓷壳模的散裂还促使铸造制品内存在夹杂物和杂质。
Colvin的US 5505246专利一般使用永久模来铸造部件,其中将熔融材料倾入可重复使用的组合模具,仅在重力下流入模具。然而永久模铸造有缺点。对于象翼型件的薄形铸件,重力就不足以推动材料进入较薄部分,使用高熔点的材料和低过热时尤其如此,模具因此不能坚实填充,部件须报废。尺寸公差必须相当大,需要相当多的铸后工作,并且难以得到重复性。永久模铸造还得到相当差的表面光洁度,也需要更多的铸后工作。
过去一直成功地使用压铸从熔点相对低的材料(如熔点Tm低于大约1093℃/2000°F)形成这样的部件,其中熔融材料在压力下注入可重复使用的模具。
US 3791440公开一种类型的压铸机。其中,该机器包括固定的模具元件11和可移动的模具元件12。简而言之,金属熔料通过倾入口22和浇口21倾入,流入一种与模腔15连通的注入圆筒30。倾入足量熔料填充注入圆筒30和部分浇口21,因此空气从注入圆筒排出,见其中第6栏7~17行。注入活塞38迫使材料从注入圆筒30进入模腔15。堵住浇口的圆筒和附设的活塞35可在注入时封闭浇口21。注入圆筒30可被嵌入模板之一,从而防止高熔化温度熔料倾入圆筒时发生变形。交叉型机器并不利用真空环境,而利用完全充满圆筒来防止空气进入压模。
这种机器价格高昂。此外这种机器还不易购置,且在需要时进行更新和修理也相当昂贵。例如,就连给机器附加真空系统既难又昂贵,因为套管被嵌入模板而难以接触。甚至在真空环境下将熔料从熔化装置送入倾入浇口22也有困难。压模温度也难控制,这不仅由于模板/嵌入压模组件的物理尺寸所至,而且还由于这种组件的热质所至。这种机器的构型还难以在真空环境下取出产品部件。
另一种类型的压铸机是“冷舱”型。例如在前述的US 2932865,3106002,3532561和3646990中,一种常规冷舱型压铸机器包括安置在多重部件压模的一个模板(通常是固定)的射注套筒,例如一种两部件压模包括固定的和可移动的模板,它们合作限定压模空腔。射注套筒可以水平或垂直定向,或者在水平和垂直方向之间倾斜定向。套筒连通压模的浇道,并包括在套筒顶部的一个开口,通过开口倾入熔料。活塞在套筒内定位移动,迫使套筒内存在的熔融金属进入压模。在“冷型”机中,射注套筒水平定向而且不加热。一般在大气环境下进行压铸,亦即设备无需处于如真空舱室的非反应环境。
US 3646990讨论了这种机器的缺点,特别是不可能使用这种机器铸造高熔点材料(熔点超过大约1093℃/2000°F),例如镍基、钴基和铁基高温合金。常规冷舱机器中射注套筒不抽真空,活塞迫使空气进入压模造成压模铸造制品中不合要求且不容许的孔隙。因此,为了避免气泡随熔料一起注入,必须尽可能完全地充满射注套筒,或者倾斜放置使熔料中的任何空气在注入前排离压模。
还有,由于射注套筒不加热,熔融金属容易在射注套筒内里固化成表皮或“罐壳”,为了移动活塞通过套筒将熔融金属注入压模,活塞一定刮掉套筒的表皮和“压碎罐壳”。然而凡在罐壳形成结构坚固的部分,例如形成由套筒支承的圆筒,活塞和/或移动活塞的有关构件就会受到损伤或损坏。套筒热扭曲而破坏了与活塞形状的匹配时,或者活塞扭曲而破坏与套筒形状的匹配时,活塞就会让金属在活塞和套筒(“反吹”)之间通过和/或使气体陷入活塞和套筒之间,所有这些都对所得制品质量有不利影响。见Parlanti等人的US 3533464。
尽管多方面努力,常规“冷舱”压铸装置一直没有成功地制造由高熔点材料构成的制品,如镍基高温合金制品。过去试图铸造象高温合金的高熔点材料使压铸机损坏,制品的特征是质量差,例如杂质,过度的孔隙和分凝,相当差的强度和低周期与高周期疲劳性等。
本发明概要目的是提供一种压铸制品,它由象镍基高温合金的高熔点材料构成。
本发明另一个目的是提供一种压铸高温合金制品,其性能堪与相应的锻造制品媲美。
本发明更具体的目的是提供一种压铸高温合金制品,其强度、耐用性和抗疲劳性堪与相应的锻造制品媲美。
本发明再一目的是提供这种制品,其复杂的三维形状是锻造难以(若不说不能)制备的。
本发明另一个概要目的是减少或消除高温合金压铸制品内的任何元素分凝。
本发明更具体的目的是提供一种热处理减少或消除压铸IN 718制品内的元素分凝和TCP相。
本发明再一个目的是提供一种热处理,它还结合适当的HIP参量以减少或消除任何残留孔隙。
本领域技术人员根据以下详述和附图将更加明了其他目的。
发明概述根据本发明的一个方面,公开一种压铸由IN 718镍基高温合金构成的制品。该制品优选至少满足相当于锻造制品的强度、低裂纹核化速度和抗应力断裂性的要求,例如符合AMS 5663或AMS 5383标准。该制品例如包括燃气涡轮发动机的叶片或导向叶片。每个制品的微观结构类似于锻造材料,其特征在于压铸制品更均匀的晶粒和细小的平均晶粒度,例如小于大约ASTM 3,更优选ASTM 5或更小。该微观结构优选进一步的特征在于没有流线。例如燃气涡轮发动机叶片类在旋转元件情况下,优选平均晶粒度更小,例如优选ASTM 5或更小,更优选ASTM 6或更小。
根据本发明的另一方面,公开一种有孔隙和元素分凝的压铸高温合金铸态制品的热处理方法。该方法包括加热制品至大约982~1121℃/1800~2050°F的温度,优选大约982~1023℃/1800~1875°F的温度1~24小时,从而减少分凝。更优选在加热步骤期间对制品加压大约105~154MPa/15~25ksi,从而与此同时基本消除孔隙。
该制品的室温及高温屈服强度和极限抗拉强度两者堪与同样材料的锻造部件媲美,并且还有类似的抗高和低周期疲劳性能。
本发明的一个优点是,与多重锻造作业或失腊铸模(shell preparation)准备相反,压铸明显减少制造部件所需从铸锭到最终部件的时间,不需要制造专门定做的材料小坯或陶瓷熔模壳体,并且能广泛进行一步铸造。另外,压铸还能经一次铸造制造多重部件。压铸进而能制造三维形状更复杂的部件,从而能够制备气动学更有效的翼型件,以及相当于锻造的其他元件。本发明能够利用一些材料制造有形状的制品,而这些形状是锻造难以或者不可能煅造。而且压铸部件比锻造或者失腊铸造制品有更大的再现性,能以接近其最终形状来生产,并具有超级表面光洁度,将成形后的精加工作业降至最小,所有这些都使部件的制造成本降低。参照下面附图和详述将使其他优点更加明了。
附图说明
图1说明本发明由IN 718构成的压铸制品。
图2照片说明本发明压铸IN 718所成试验棒的微观结构。
图3照片说明本发明压铸IN 718所成翼型件的微观结构。
图4是图3所示翼型件在热等静压加压后的微观照片。
图5照片说明锻造IN 718所成的翼型件的微观结构。
图6和图7说明本发明IN 718压铸制品和相应锻造制品的性能。
图8和9是制造IN 718制品所用压铸机的示意图。
图10流程图说明本发明压铸IN 718的工艺。
图11曲线说明压铸IN 718制品内平均晶粒度和分凝百分比与本发明热处理温度的关系。
图12照片说明压铸IN 718制品中包括元素分凝的微观结构。
图13照片说明按照本发明进行HIP′d和热处理后分凝减少。
优选实例方案详述现参看图1,数字10一般表示本发明镍基高温合金压铸制品。在说明性实施方案中,该制品包括IN 718构成的叶片10,用于燃气涡轮发动机。该制品包括翼型件12,平台14和根部16。本发明可广泛用于各种应用,绝非限于任何特定制品或限用于燃气涡轮发动机。用于燃气涡轮发动机的压铸元件(与其他应用的压铸元件相反)优选显示强度、低裂纹核化率和高抗应力断裂性,如航天材料规格AMS 5663(Rev.J,publ.Sep.1997)所述(相当于锻造元件),或SAE Int′l of Warrendale,PA出版的AMS 5383所述(Rev,D,publ.Apr.1993)(模铸件~相对于AMS 5663的低强度应用),其内容本文结合参照。
如上所述,普通用于燃气涡轮发动机的镍基高温合金是殷钢718(IN718),以重量百分比计一般包括大约19的铬(Cr),3.1的钼(Mo),大约5.3的(Cb+Ta),大约0.9的钛(Ti),0.9的铝(Al),19的铁(Fe),其余是镍(Ni)。IN718以重量比广义讲,包括大约0.01~0.05的碳(C),至多大约0.4的锰(Mn),至多大约0.2的硅(Si),13~25的铬(Cr),至多大约1.5的钴(Co),2.5~3.5的钼(Mo),5.0~5.75的(钶(Cb)+钽(Ta)),0.7~1.2的钛(Ti),0.3~0.9的铝(Al),至多大约21的铁(Fe),余量基本是镍(Ni)。更优选的IN718组成是大约0.02~0.04的碳(C),至多大约0.35的锰,至多大约0.15的硅,17~21的铬(Cr),至多大约1的钴,2.8~3.3的Mo+W+Re,5.15~5.5的(Cb+Ta),0.75~1.15的钛Ti+V+Hf,0.4~0.7的Al,至多大约19的铁(Fe),余量基本是镍(Ni)和痕量的其他元素。
可改良IN 718的组分,如增加待铸造材料中的铌含量,以及其他强化元素来改进强度和性能。
我们已使用所图示和所述型号压铸机生产出镍基高温合金压铸制品,见授予Cross的两篇专利US 3791440和3810505。我们还以“冷舱型”压铸机器压铸这种制品,该机器的短射注套筒一般不加热,如上述和US 3791440专利所述。我们随后并优选使用这种“冷舱”机器与本发明相结合,至少由于这种机器较廉价且更易购置,在需要用于压铸这种高熔点材料时易于改造,而且需要时维修费用一般也不昂贵。
简而言之,本发明能将污染减至最小的方式熔化至少一批装载材料,该污染或与熔化装置有关或与一种或多种元素材料的反应有关。因此,在非反应气氛下加热和熔化合金,例如惰性或优选真空环境,优选保持压力低于100μm,更优选低于50μm。还要控制合金的加热,限制过热,如一般在合金熔化温度以上38~93℃/100~200°F的范围内,优选10~38℃/50~100°F,并优选使用无污染的熔化装置。我们优选使用没有陶瓷的熔化系统,例如感应凝壳熔炼装置。材料应充分过热以确保在注入压模前都保持熔态,但又不阻止熔料注入后快速固化。然后将熔融合金转移到机器的水平射注套筒,该套筒优选处于真空环境,并在加压下将熔料注入可重复使用的模具。这种包括倾倒和注入熔料的方法不应当超过数秒,在设有不加热射注套筒的压铸机中,优选在少于一秒或两秒时间内实现注入。
应当注意,如需要时可在制品压铸后进行热机械加工。换言之,制品压铸后可进行锻造;例如压铸件可在锻造作业中用作预型件。我们优选将压铸制品铸到几乎是最终形状,以便将制品铸后加工和用于制品的费用减至最小。
根据本发明,所制备制品的特征在于具有细小的平均晶粒度,尤其对铸造制品而言,没有流线。如图2和图3所见,分别说明压铸IN 718试棒和翼型件的微观结构,如图5说明常规锻造翼型件的微观结构。在图2中,平均晶粒度大约是ASTM6。在图5中平均晶粒度大约是ASTM10。
该制品特征在于平均晶粒度小,对诸如机壳和密封件的非旋转燃气涡轮发动机元件而言,其平均晶粒度是ASTM3或更小,更优选ASTM5或更小。在诸如燃气涡轮发动机叶片的旋转元件情况下,优选的平均晶粒度较小,优选ASTM5或更小,更优选ASTM6或更小。优选的平均晶粒度和允许的最大平均晶粒度取决于部件的应用,例如欲将制品用于燃气涡轮发动机还是其他应用,旋转还是非旋转部件,低温还是高温环境运行等。这种制品的性能比得上而且优选至少等于相应的锻造材料构成的制品。
在诸如压铸IN 718的压铸制品检验时,出乎意外地表现出至少有一些拉福斯相(Laves phase)和其他TCP相存在,还有元素分凝。存在这些缺陷出人意外,可能是熔料注入模具后以相对快速度(相对于失腊铸造)冷却所至。如前所述,这些缺陷的存在会降低制品的机械性能。根据制品的意向用途,必须减少或消除这些缺陷。图12~14讨论了减少或消除这些缺陷所作示例性的热处理。
如上所述,本发明压铸的制品不仅能具有优良强度,而且还具有比得上或优于相应锻造制品的其他性能,例如低裂纹核化率和抗应力断裂性。检验本发明压铸IN 718试样以测定屈服和极限抗拉强度,以及延展性和冲击强度。就拉伸性能而言,压铸IN718试样在室温(大约70°F)和高温(例如大约650℃/1200°F)保持一段时间后再进行检验。使试样经受0.076~0.178mm/mm/分钟之间或0.003~0.007in/in/分钟之间的应变速率直至出现屈服强度,然后增加应变速率在大约一分钟后损坏。如图6和7所示,压铸制品在室温和高温时的特征,以0.2%屈服强度、极限抗拉强度、损坏时的延伸率和冲击强度表示。
具体言之,在例如叶片和导向叶片的旋转元件情况下,压铸部件至少要求具有等于相应锻造制品的等效强度和冲击强度性能。包括IN 718的叶片、导向叶片和旋转元件应当具有至少1MPa/140ksi,优选至少1.05MPa/150ksi,最优选至少1.12MPa/160ks室温下0.2%的屈服强度;并且在650℃/1200°F温度下屈服强度为至少805kPa/115ksi,优选至少815kPa/125ksi,最优选至少945kPa/135ksi。这种制品的室温极限抗拉强度至少12.3MPa/175ksi,优选至少1.3MPa/185ksi更优选至少1.37MPa/195ksi;并且在650℃/1200°F温度下极限抗拉强度至少1MPa/a140ksi,优选至少1.05MPa/150ksi更优选至少1.12MPa/160ksi。
另外,还对试样(包括本发明制造的材料)进行标准复合光滑和缺口应力断裂试验检验,例如符合ASTM E292。试样保持在大约650℃/1200°F温度并且在产生初始轴向应力后以大约735~770MPa/105~110ksi之间的力连续加载。在材料用于叶片和导向叶片的情况下,试样在至少23小时后才断裂。该数值堪与AMS 5663所查得的媲美,参考文献如上。
在大约704℃/1300°F温度进行类似的标准复合光滑和缺口应力断裂试验的试样检验(包括本发明制造的材料),例如符合ASTM E292。试样以大约420~455MPa/60~65ksi之间的力连续加载后产生初始轴向应力。试样在至少40小时后才断裂。
还要评估大约650℃/1200°F温度下的蠕变性能。试样保持在大约650℃/1200°F温度,并加载到产生至少大约560MPa/80ksi的轴向应力。测量至产生0.1%塑性形变的时间,在材料用于叶片和导向叶片情况下,应当超过大约15小时。还有,专门要求的数值根据制品的特殊用途而有所不同。
对诸如外壳、翼型件和密封件类的非旋转部件,例如环件,上述数值超过所要求的数值。具体言之,对由IN 718构成诸如环件和密封件类的非旋转部件应当具有室温下至少910MPa/130ksi 0.2%的0.2%屈服强度,优选至少1GPa/140ksi,更优选至少1.05GPa/150ksi;并且在650℃/1200°F温度下仍有至少735MPa/105ksi的屈服强度,优选至少805MPa/115ksi更优选至少815MPa/125ksi。这种制品的室温极限抗拉强度至少1.16GPa/165ksi,优选至少1.23GPa/175ksi,更优选至少1.3GPa/185ksi,而650℃/1200°F温度的极限抗拉强度至少875MPa/125ksi,优选至少945MPa/135ksi,更优选至少1.02GPa/145ksi。
另外,对试样(包括本发明制造的材料)进行标准复合光滑和缺口应力断裂试验的检验,例如符合ASTM E292。试样保持在大约650℃/1200°F温度并且在大约735~770MPa/105~110ksi之间连续加载后产生初始轴向应力。在材料用于叶片和导向叶片的情况下,试样在至少23小时后才断裂,且延伸率至少大约6%。
也在大约704℃/1300°F温度进行类似的标准复合光滑和缺口应力断裂试验的试样检验(包括本发明制造的材料),例如与ASTM E292相一致。试样在大约420~455MPa/60~65ksi之间连续加载后产生初始轴向应力。试样在至少85小时后才断裂。
还评估大约650℃/1200°F温度下的蠕变性能。试样保持在大约650℃/1200°F温度,并加载至产生至少大约560MPa/80ksi的轴向应力。测量至0.1%塑性形变的时间,在材料用于叶片和导向叶片情况下,应当超过大约15小时。还有,专门要求的数值因制品的特殊用途而异。
AMS 5663要求以下性能:性能室温1200°F+/~10抗拉强度,最小                 1.26GPa/180ksi    1GPa/140ksi屈服强度,0.2%剩余变形,最小  1.05GPa/150ksi    875GPa/125ksi4D延伸率,最小                 10%               10%断面收缩率,最小               12%               12%AMS 5383要求以下性能:性能室温抗拉强度,最小840                  MPa/120ksi屈服强度,0.2%剩余变形,最小      735 SMPa/105ksi4D延伸率,最小                     3%断面收缩率,最小                   8%如AMS 5663所述,锻造材料的性能因试样在纵向或横向检验而异,例如该性能并非各向同性并且横向检验时得到较低数值。
另外,还对试样(包括本发明制造的材料)进行标准复合光滑和缺口应力断裂试验的检验,例如符合ASTM E292。试样保持在大约650℃/1200°F温度并且在大约735~770MPa/105~110ksi之间连续加载后产生初始轴向应力。试样在至少23小时后才断裂。这些数值满足上述ASM 5663要求。
对较低强度制品,也要检验标准复合光滑和缺口应力断裂试样,满足ASM 5383的试验要求。试样保持在704℃/1300°F,在产生大约462MPa/65ksi的初始轴向应力后连续加载。试样在至少23小时后才断裂。
现参看图8,图9和图10,象IN 718的这种镍基高温合金优选在非反应性环境下熔化和铸造,例如存在惰性气体或优选真空环境。压铸制品的优选方式见共同待批申请所述,这些申请的标题为“高熔点或反应性材料压铸制品的制备方法”和“压铸高熔点材料的装置”,与本申请同期提交且其内容本文结合参照。优选制备单一装料或小批量(小于大约4.5kg/10英磅)材料(图10的步骤44)。装料的熔化要保证快速熔融而并不污染材料。然后将熔料倾入冷舱型压铸装置的水平射注套筒,也优选排空(抽空)注入,以便不完全充满该套筒。之后将熔料注入压模,优选压模不加热,于其内固化形成所求制品。
待压铸材料最初在图8和9所示装置内熔化(图10的步骤46)。欲铸造例如含有反应性元素的高温合金的反应性材料时,至关重要的是在非反应性环境下熔化材料,以便避免任何反应、污染或者对所得制品质量有不良影响的其他条件。由于熔化环境内任何气体都能被熔料俘获而在压铸制品内造成过量多孔率,我们优选在真空环境而不是在象氩气类的惰性环境熔化材料。更优选在结合真空源22的熔化舱室20内熔化材料,其中保持舱室压力低于100μm,优选低于50μm。
我们优选通过感应凝壳重熔或熔炼法(ISR)24熔化例如IN 718的镍基高温合金,例如使用Consarc Corporation of Rancocas,NJ制造的坩埚,它能迅速干净地熔化至多大约25英磅的待铸造的一次装料。在ISR中,材料可在多个彼此位置邻近的金属(一般是铜)冷却管限定的坩埚内熔化。连接电源26的感应线圈围绕坩埚。冷却管包括冷却水自水源到水源的循环通路(未画出),以防止冷却管的熔化。线圈产生的电磁场穿过坩埚,并加热和熔化其内承载的材料。电磁场还起搅动或搅拌熔融金属的作用。在坩埚内壁凝固的薄层材料形成凝壳,从而将熔料化学侵蚀坩埚的能力减至最小。通过适当选择坩埚和线圈以及向线圈施加的功率和频率,就能以有效地轻轻浮起熔料方式推动熔料离开坩埚。
由于在熔化材料和熔料向压模的注入之间必须花费一定量的时间,熔化材料应有限过热,亦即温度既要高到足够保证材料注入前基本维持熔化,又要低到足以保证注入后迅速固化,例如使其形成小晶粒。对高温合金,我们优选将过热限制在熔点以上大约93℃/200°F的范围内,优选低于38℃/100°F,更优选低于10℃/50°F。
尽管我们优选使用ISR装置熔化单批材料装料,但也能以其他方式熔化材料,例如真空感应熔化(VIM),电子束熔化,电阻熔化或等离子弧光熔化。此外我们不排斥熔化大批材料,例如在真空环境下一次性将数批材料的装料加以熔化,然后将单批装料的熔料送入射注套筒以供注入压模。还有,由于材料在真空环境下熔化,传送熔料所用的任何装置一般必须经得起高温而且还要位于真空室内,则真空室必须相当大。附加设备将加大成本,相应加大的真空室要花费较长的时间抽空,因此对作业时间有不利影响。
为了将熔料从坩埚传送到所述装置(图10,步骤48)的射注套筒30,坩埚可平移安装(图9中箭头32),并且还可绕浇铸轴(未画出)轴向移动(图8中箭头33),依次安装旋转坩埚的马达(也未画出)以便将熔料从坩埚经过射注套筒30上的注孔32出来,射注套筒可配备或不配备倾倒杯或漏斗。平移发生在在熔化舱室20和真空舱室34位置之间,该舱室20中使材料熔化且射注套筒位于单独真空舱室34内。倾倒舱室34还要保持非反应环境,优选低于100μm压力的真空环境,更优选其压力低于50μm。熔化舱室20和倾倒舱室34由阀门或其他适当机构(未画出)隔开,即便在一个舱室接通大气例如与定舱室内零部件相接触时能将真空丢失降至最小。
如上所述,熔料通过浇铸口34从坩埚传送到射注套筒30。射注套筒30联合可与重复使用的多重部件压模36相结合,它规定压模腔38。充足量的熔料倾入射注套筒以便填充压模空腔,模腔可包括一个或多于一个的部件。我们在一个射注套筒中例如使用12个空腔的压模顺利地铸造12个之多的部件。
举例说明的压模36包括两个部件36a和36b,它们合作限定压模空腔38,例如以燃气涡轮发动机的压缩机翼型件形式。压模36还可结合真空源,以便在注入熔料之前确保压模抽空,并可内附一个分开的真空舱室。压模的两部件36a和36b之一是固定的,另个部件可相对一个部件移动,例如通过水压组件(未画出)移动。压模优选包括排放栓(未画出)以促进固化材料从压模排出。
压模可由各种材料构成,应当具有良好的热导,并且对注入熔料有相当的耐蚀性和耐化学浸蚀性。广泛列出的可用材料十分庞大,所涉材料如金属,陶瓷,石墨和金属基质复合材料等。对压模,我们成功地使用了象H13和V57的工具钢,象TZM和Anviloy的钼和钨基材料,象高硬度铜铍合金“Moldmax”的铜基合金,象F75和L608的钴基合金,象IN 100和Rene 95的镍基合金,铁基高温合金,以及象1018的中碳钢。压模材料的选择对经济生产制品至关重要,取决于待铸制品的复杂性和重量,以及零部件的市价。
每种压模材料都应使其合乎不同应用的要求。至于成本低的材料,之所以优选中碳钢和铜铍合金是因其机械加工和制造压模相对容易。之所以优选象钼和钨基材料的高温金属高成本地大量应用是因其高温下的优良强度。这两组材料之间提供折中方案的是钴基和镍基合金以及更高合金性的工具钢。使用涂层和表面处理可增强装置机械性能和所得部件质量。压模还可附加象水的致冷源和象油的热源(未画出),以便在压模作业期间对其温度实施热管理。另外,可对压模选择一个或多个部件,以及压铸设备涂覆压模润滑剂。任何润滑剂通常都能改善所得压铸制品的质量,更具体地改善抗热分解性,以便不污染待注入材料。
之后将熔融金属从坩埚传送到射注套筒。足量的熔融金属倾入射注套筒,以填充压模腔和有关浇口,旁路(biscuit),其他空腔。由于IN 718达不到钛合金那样形成“罐壳”的程度,所以能够填充射注套筒。而且我们已在射注套筒填充低于50%,低于40%甚至低于大约30%填充物时制作高质量铸件。
如活塞40的注入元件与射注套筒和以及水压或其他适当组件(未画出)合作按照箭头42方向驱动活塞,活塞在实线和虚线表示的位置之间移动,从而将熔料从射注套筒30注入压模腔38(图15的步骤50)。在实线表示的位置处,活塞和射注套筒合作限定了容积基本大于待注入熔料的容积。优选该容积是待注入熔料容积的至少两倍,更优选至少大约三倍。因此,该容积的熔料从坩埚注入射注套筒。射注套筒部分填充时,任何材料或在射注套筒上固化的表皮仅形成部分柱面,例如开放式的弓形表面,很容易在金属注入期间被拆毁或压碎并与熔料再次结合。至于注入,我们使用的活塞速度在大约0.77m/s即30英尺/秒(ips)和7.7m/s即300ips之间,通常优选大约1.3即4.5m/s和即50-175ips之间。活塞移动时的压力一般至少8.4MPa/1200psi,优选至少10.5MPa/1500psi。压模空腔填充时活塞几乎接近其冲程尾端,此刻开始向金属输压。之后加强向金属施加的压力,优选至少3.5MPa/500psi,更优选至少大约10.5MPa/1500psi,以确保模具空腔的填充。还可对其进行强化以便将孔隙减至最小,并且减少或消除冷却期间材料的任何起皱。度过充足时间确保压模内材料固化之后,开始排放栓(未画出)将部件从压模中排出(图10的步骤52)。
如本领域熟知的,一般铸造特别是压铸的制品趋于包括一些孔隙,一般高达百分之几。因此,特别是在用于诸如燃气涡轮发动机的压缩机翼型件有更高要求的这种制品中,迫切需要减少并优选消除孔隙,否则根据需要加以处理(图10,步骤54)。因此对部件进行上述热等静压(HIP′d)来减少和基本消除压铸部件内的任何孔隙。对于象IN 718的镍基高温合金,我们优选在大约982~1093℃/1800~2000°F温度之间,更优选982~1023℃/1800~1875°F之间进行至少4小时的HIP,其间压力在大约105~175MPa/15~25ksi之间。
如需要可对每个制品热处理。对压铸IN 718构成的翼型件,热处理包括标准和商业能接受的热处理,例如AMS 5663所述。
实际热处理和HIP参量可有变化,取决于制品所要求的性能用途和方法的目标周期时间,而且在HIP期间所用的温度、压力和时间必须足够基本消除孔隙,并且让任何残留的铸造分凝均化但并不让晶粒有效生长。
用常规检验方法检验部件(图10,步骤56),例如荧光渗透检验(FPI)射线照相,肉眼观察,并且如需要时在检验后进一步处理或再处理(图10,步骤58)。
现回到热处理,我们确在比现有技术制品降低的温度下减少或基本消除分凝和TCP相,因此也能够在HIP同样参量范围内解决元素分凝的存在。热处理包括加热材料至温度982~1121℃/1800~2050°F经1~24小时,此刻压力大约105~175MPa/15~25ksi,就能基本消除孔隙。优选在象氩气的惰性气氛里热处理。实际的参数可有变化,取决于制品所要求的用途和方法的目标周期时间,而且温度、压力和时间必须足够基本消除铸造制品内的所有孔隙和减少分凝(图12所示),但并不让晶粒有效生长。图13说明压铸IN 718材料在没有压力下于大约1010℃/1850°F温度加热2小时后的情况,说明分凝减少。在此时使用适当的HIP压力了结现有孔隙。
温度和时间会影响所得制品的晶粒尺寸。例如参看图11,压铸IN 718制品的平均晶粒度为大约ASTM9并存在大约30%的分凝(见该图左面曲线)。试样在大约954~1121℃/1750~2050°F温度处理,处理后制品减少了分凝而平均晶粒度随温度升高而加大。使用的时间越长平均晶粒度的增大性越强,特别是较高温度更是如此。图11曲线说明压铸IN 718情况,而其他材料也显示类似特性。例如见标题为“压铸高温合金制品”的共同待批申请。
如我们用镍基高温合金工作的结果所示,我们认为几个条件对得到优良质量铸件至关重要。材料特别是反应性材料的熔化、倾倒和注入必须在非反应性环境进行,我们优选进行这些作业的真空环境将保持优选低于至少100μm更优选低于50μm的压力。过热的量要确保材料自倾入起维持基本和完全熔化直至被注入,而且还要确保一旦注入能快速冷却并形成小晶粒。由于相对小量的过热,必须在金属固化前足够快地传送和注入熔融金属。如该晶粒尺寸所得微观结构表现出相当于铸造部件的局部厚度以及使用的压铸材料和使用的过热,亦即较薄部分趋于包括较小晶粒而较厚部分(特别是较厚部分的内部)趋于包括较大晶粒。热导较高的压铸材料在使用较低的过热时会导致制品有较小的晶粒。我们认为这是因为同这些部分的相对致冷速度有关。尽管控制设计以及压铸材料也在联合注入速度方面也起作用,活塞移动的速度和相应的材料注入模具的速度表现出能影响铸造制品的表面精加工度。要求仔细控制铸造后的热加工,以便完全得到相当好的压铸微观结构所赋予的效益。
压铸给出超过锻造的其他显著优点。由于与锻造的多重作业相反,不需要专门定做材料的小坯和以一步实行广泛铸造,则明显缩短从坯锭到最终部件的时间。在压铸中,能一步铸造生产多重部件。压铸能够生产有复杂三维形状的部件,从而允许使用软件设计并开发诸如燃气涡轮发动机的领域,而且能够生产更有效的翼型件和其他元件。我们认为,压铸能够生产有复杂三维形状的翼型件而使用锻造难以或不可能锻造这些形状的材料。而且压铸比锻造或失腊铸造制品有更大的再现性,可按接近其最终形状式生产,有优异的表面精加工,将后期成形精加工作业降至最小,所有这些皆降低这种部件的制造成本。
本发明热处理提供众多优点。热处理消除了铸造的不利影响,例如孔隙、拉福斯分凝和其他不想要的TCP相,同时还保持提供优异机械性能的良好晶粒尺寸。而且,该处理能一步消除上述不利影响,从而能节约成本和时间并简化操作。
本发明已在上文作出详述,与此同时可作许多改变和等效替代而并不背离本发明精神或超出下文权利要求书的范围。因此,应当了解本发明所作叙述仅供说明绝非限制。

Claims (7)

1.一种燃气涡轮发动机元件压铸制品,以重量百分比计包括15-25的铬、2.5-3.5的钼、5.0-5.75的钶+钽、0.5-1.25的钛、0.25-1.0的铝、至多21的铁、余量是镍(Ni);其中该制品微观结构没有流线,平均晶粒度为ASTM 3或更低,基本无孔隙,元素分凝量在0-40%之间,且所述的制品的强度、裂纹生长速度和抗应力断裂性均符合AMS 5663或AMS 5383。
2.根据权利要求1的制品,该制品在650℃/1200°F温度下的极限抗拉强度至少1.05GPa/150ksi,并且0.2%的屈服强度至少为875Mpa/125ksi。
3.根据权利要求1的制品,其中制品在室温的极限抗拉强度至少为840MPa/120ksi,并且0.2%的屈服强度至少为735MPa/105ksi。
4.根据权利要求1的制品,该制品在室温有至少1.26GPa/180ksi的极限抗拉强度,并且0.2%的屈服强度至少为1.02GPa/145ksi。
5.根据权利要求1-4任一项的制品,该制品为压缩机元件或涡轮元件。
6.一种制造权利要求1的燃气涡轮发动机元件压铸制品的方法,该压铸制品,以重量百分比计包括15~25的铬、2.5~3.5的钼、5.0~5.75的钶+钽、0.5~1.25的钛、0.25~1.0的铝、至多21的铁、余量是镍(Ni),其中该方法包括压铸所述的制品,对铸态有孔隙和元素分凝的高温合金铸造制品进行热处理,该热处理包括将制品在982~1121℃/1800~2050°F温度加热1~24小时的加热步骤,从而减少分凝;并且其中在加热步骤期间使制品承受105~175MPa/15~25ksi之间的压力,从而基本消除孔隙,并且其中所得材料呈现的元素分凝量在0~40%之间,所得材料呈现的微观结构有ASTM3所规定或更低的平均晶粒度。
7.根据权利要求6的方法,其中加热步骤包括在大约982-1023℃/1800-1875°F之间的温度加热制品至少4小时。
CN99127276A 1998-12-23 1999-12-23 压铸镍基高温合金制品 Expired - Fee Related CN1111207C (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US11356998P 1998-12-23 1998-12-23
US11375598P 1998-12-23 1998-12-23
US60/113,755 1998-12-23
US60/113,569 1998-12-23

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1279299A CN1279299A (zh) 2001-01-10
CN1111207C true CN1111207C (zh) 2003-06-11

Family

ID=26811198

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN99127276A Expired - Fee Related CN1111207C (zh) 1998-12-23 1999-12-23 压铸镍基高温合金制品

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20020005233A1 (zh)
EP (1) EP1013781B1 (zh)
JP (2) JP4125462B2 (zh)
KR (1) KR100646718B1 (zh)
CN (1) CN1111207C (zh)
AT (1) AT266103T (zh)
DE (1) DE69916983T2 (zh)
ES (1) ES2216453T3 (zh)
IL (1) IL133580A (zh)
RU (1) RU2235798C2 (zh)
UA (1) UA70300C2 (zh)

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20030056929A1 (en) * 2001-09-24 2003-03-27 Staley James T. Die casting of wrought aluminum alloys
FR2833332B1 (fr) * 2001-12-07 2004-05-28 Renault Joint d'echancheite pour bride d'echappement
US6912984B2 (en) * 2003-03-28 2005-07-05 Eaton Corporation Composite lightweight engine poppet valve
EP1658913A1 (de) * 2004-11-19 2006-05-24 Siemens Aktiengesellschaft Gießverfahren und gegossenes Bauteil
US7378132B2 (en) * 2004-12-14 2008-05-27 Honeywell International, Inc. Method for applying environmental-resistant MCrAlY coatings on gas turbine components
JP5109115B2 (ja) * 2005-04-07 2012-12-26 国立大学法人 長崎大学 ニッケル基超合金及びその製造方法
US8557063B2 (en) * 2006-01-05 2013-10-15 General Electric Company Method for heat treating serviced turbine part
US9322089B2 (en) * 2006-06-02 2016-04-26 Alstom Technology Ltd Nickel-base alloy for gas turbine applications
WO2008088242A1 (fr) * 2006-12-27 2008-07-24 Federalnoe Gosudarstvennoe Unitarnoe Predpriyatie 'moskovskoe Mashinostroitelnoe Proizvodstvennoe Predpriyatie 'salut' Composition et procédé pour fabriquer un alliage à base de nickel et procédé pour traiter des pièces coulées fabriquées à partir de cet alliage
US7950441B2 (en) * 2007-07-20 2011-05-31 GM Global Technology Operations LLC Method of casting damped part with insert
WO2009067512A1 (en) * 2007-11-20 2009-05-28 Buhlerprince, Inc. Vacuum die casting machine and process
CN101469711A (zh) * 2007-12-26 2009-07-01 上海三电贝洱汽车空调有限公司 旋叶式压缩机滑片的加工工艺
CN101307402B (zh) * 2008-07-04 2010-10-13 北京科技大学 一种超细晶镍基高温合金及其制备方法
US9267184B2 (en) 2010-02-05 2016-02-23 Ati Properties, Inc. Systems and methods for processing alloy ingots
US8230899B2 (en) 2010-02-05 2012-07-31 Ati Properties, Inc. Systems and methods for forming and processing alloy ingots
US10207312B2 (en) 2010-06-14 2019-02-19 Ati Properties Llc Lubrication processes for enhanced forgeability
US8708659B2 (en) 2010-09-24 2014-04-29 United Technologies Corporation Turbine engine component having protective coating
US20120111526A1 (en) * 2010-11-05 2012-05-10 Bochiechio Mario P Die casting system and method utilizing high melting temperature materials
US20120111521A1 (en) * 2010-11-05 2012-05-10 Bullied Steven J Die casting of component having integral seal
US20120111525A1 (en) * 2010-11-05 2012-05-10 Bochiechio Mario P High temperature die casting apparatus and method therefor
JP5216839B2 (ja) 2010-12-02 2013-06-19 株式会社日立製作所 偏析特性に優れるNi基耐熱合金,ガスタービン部材およびスタービン
US8789254B2 (en) 2011-01-17 2014-07-29 Ati Properties, Inc. Modifying hot workability of metal alloys via surface coating
US8459331B2 (en) 2011-08-08 2013-06-11 Crucible Intellectual Property, Llc Vacuum mold
US8858868B2 (en) 2011-08-12 2014-10-14 Crucible Intellectual Property, Llc Temperature regulated vessel
US9925584B2 (en) * 2011-09-29 2018-03-27 United Technologies Corporation Method and system for die casting a hybrid component
CN104039480B (zh) 2011-11-11 2016-04-06 科卢斯博知识产权有限公司 用于注塑系统中受控输送的双柱塞杆
US9302320B2 (en) 2011-11-11 2016-04-05 Apple Inc. Melt-containment plunger tip for horizontal metal die casting
US20130133793A1 (en) * 2011-11-30 2013-05-30 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloy heat treatments, nickel-base alloys, and articles including nickel-base alloys
US20130323522A1 (en) * 2012-06-05 2013-12-05 General Electric Company Cast superalloy pressure containment vessel
US9314839B2 (en) 2012-07-05 2016-04-19 Apple Inc. Cast core insert out of etchable material
US8833432B2 (en) 2012-09-27 2014-09-16 Apple Inc. Injection compression molding of amorphous alloys
US8826968B2 (en) 2012-09-27 2014-09-09 Apple Inc. Cold chamber die casting with melt crucible under vacuum environment
US8701742B2 (en) 2012-09-27 2014-04-22 Apple Inc. Counter-gravity casting of hollow shapes
US9004151B2 (en) 2012-09-27 2015-04-14 Apple Inc. Temperature regulated melt crucible for cold chamber die casting
US8813816B2 (en) 2012-09-27 2014-08-26 Apple Inc. Methods of melting and introducing amorphous alloy feedstock for casting or processing
US8813814B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Optimized multi-stage inductive melting of amorphous alloys
US8813817B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Cold chamber die casting of amorphous alloys using cold crucible induction melting techniques
US8813813B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Continuous amorphous feedstock skull melting
US10197335B2 (en) 2012-10-15 2019-02-05 Apple Inc. Inline melt control via RF power
CN103014388B (zh) * 2012-12-26 2014-12-10 中国科学院金属研究所 一种大吨位低成本生产Inconel690合金的超纯净熔炼方法
US9539636B2 (en) 2013-03-15 2017-01-10 Ati Properties Llc Articles, systems, and methods for forging alloys
US9445459B2 (en) 2013-07-11 2016-09-13 Crucible Intellectual Property, Llc Slotted shot sleeve for induction melting of material
US9925583B2 (en) 2013-07-11 2018-03-27 Crucible Intellectual Property, Llc Manifold collar for distributing fluid through a cold crucible
DE102014202457A1 (de) * 2014-02-11 2015-08-13 Siemens Aktiengesellschaft Verbesserte Verschleißbeständigkeit eines Hochtemperaturbauteils durch Kobaltbeschichtung
US10011892B2 (en) * 2014-08-21 2018-07-03 Honeywell International Inc. Methods for producing alloy forms from alloys containing one or more extremely reactive elements and for fabricating a component therefrom
US9873151B2 (en) 2014-09-26 2018-01-23 Crucible Intellectual Property, Llc Horizontal skull melt shot sleeve
EP3351651B1 (en) * 2015-09-14 2022-01-05 Mitsubishi Power, Ltd. Turbine rotor blade manufacturing method
US10563293B2 (en) 2015-12-07 2020-02-18 Ati Properties Llc Methods for processing nickel-base alloys
CN106884100B (zh) * 2015-12-16 2019-02-26 湖南科技大学 一种镍铝基复相合金的制备方法
ITUA20163944A1 (it) * 2016-05-30 2017-11-30 Nuovo Pignone Tecnologie Srl Process for making a component of a turbomachine, a component obtainable thereby and turbomachine comprising the same / Processo per ottenere un componente di turbomacchina, componente da esso ottenibile e turbomacchina che lo comprende
BR112019010874A2 (pt) * 2016-12-23 2019-10-01 Scherer Technologies Llc R P matriz de softgel de múltiplos enchimentos/câmaras
EP3619334A4 (en) * 2017-05-01 2020-12-02 The Johns Hopkins University PROCESS FOR THE DEPOSITION OF NANO-TWINED NICKEL-MOLYBDEN-WOLFRA ALLOYS
DE102018117304A1 (de) * 2018-07-17 2020-01-23 Ald Vacuum Technologies Gmbh Vorrichtung und Verfahren zum Schwebeschmelzen mit gekippt angeordneten Induktionseinheiten
CN110923513B (zh) * 2019-12-06 2021-01-08 北京钢研高纳科技股份有限公司 GH4720Li合金的真空感应熔炼工艺、GH4720Li合金及航空零部件
CN114921706A (zh) * 2022-04-25 2022-08-19 西北工业大学 改性的镍基铸造高温合金及制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5505246A (en) * 1994-06-17 1996-04-09 Howmet Corporation Permanent mold or die casting of titanium-aluminum alloys

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5316663A (en) * 1976-07-29 1978-02-15 Toshiba Machine Co Ltd Method for manufacture of watch case
JPS58947B2 (zh) * 1978-07-06 1983-01-08 Nissan Motor
US4888253A (en) * 1985-12-30 1989-12-19 United Technologies Corporation High strength cast+HIP nickel base superalloy
US5087305A (en) * 1988-07-05 1992-02-11 General Electric Company Fatigue crack resistant nickel base superalloy
JPH0364435A (en) * 1989-08-01 1991-03-19 Daido Steel Co Ltd Method for forging ni base superalloy
JP2922989B2 (ja) * 1990-06-20 1999-07-26 財団法人電気磁気材料研究所 高電気抵抗と低温度係数を有する精密抵抗合金およびその製造方法
JPH0633206A (ja) * 1992-07-14 1994-02-08 Toshiba Corp Ni基合金の熱処理方法
JP3369627B2 (ja) * 1993-04-08 2003-01-20 日立金属株式会社 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法
DE4436670C2 (de) * 1993-10-27 2002-11-21 United Technologies Corp Pratt Gegenstände aus Superlegierungen auf Nickelbasis mit verbesserter Zerspanbarkeit sowie Verfahren zur Herstellung eines spanend bearbeiteten Werkstücks aus einer derartigen Superlegierung
DE4411228C2 (de) * 1994-03-31 1996-02-01 Krupp Vdm Gmbh Hochwarmfeste Nickelbasislegierung und Verwendung derselben
JPH08311626A (ja) * 1995-05-17 1996-11-26 Japan Steel Works Ltd:The 超合金材の製造方法
US6070643A (en) * 1997-09-12 2000-06-06 Howmet Research Corporation High vacuum die casting

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5505246A (en) * 1994-06-17 1996-04-09 Howmet Corporation Permanent mold or die casting of titanium-aluminum alloys

Also Published As

Publication number Publication date
DE69916983D1 (de) 2004-06-09
EP1013781A3 (en) 2000-07-05
KR20000048339A (ko) 2000-07-25
EP1013781A2 (en) 2000-06-28
IL133580A0 (en) 2001-04-30
UA70300C2 (uk) 2004-10-15
UA70300A (uk) 2004-10-15
JP2000192179A (ja) 2000-07-11
JP2000192208A (ja) 2000-07-11
KR100646718B1 (ko) 2006-11-17
ES2216453T3 (es) 2004-10-16
IL133580A (en) 2004-05-12
AT266103T (de) 2004-05-15
US20020005233A1 (en) 2002-01-17
CN1279299A (zh) 2001-01-10
DE69916983T2 (de) 2005-06-09
JP4125462B2 (ja) 2008-07-30
RU2235798C2 (ru) 2004-09-10
EP1013781B1 (en) 2004-05-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1111207C (zh) 压铸镍基高温合金制品
US5429796A (en) TiAl intermetallic articles
EP1152851B1 (en) Die casting of high temperature material
CN1122587C (zh) 用于压铸高熔点材料的装置
US6736188B2 (en) Apparatus for molding molten materials
JP2007031836A (ja) タービンエンジン用の粉末金属回転構成部品及びその処理方法
US5996679A (en) Apparatus for semi-solid processing of a metal
US20070092394A1 (en) Supersolvus hot isostatic pressing and ring rolling of hollow powder forms
US6066291A (en) Nickel aluminide intermetallic alloys for tooling applications
CN107983929A (zh) 一种加热炉用钴合金垫块半固态触变成形工艺方法
KR100640135B1 (ko) 다이 주조 제품
KR100667997B1 (ko) 다이 캐스트 티탄 합금 제품 및 다이 캐스트 가스 터빈 엔진 부품
EP1561830B1 (en) Method of producing die cast titanium alloy articles
US6033498A (en) Thermal processing of nickel aluminide alloys to improve mechanical properties
JP4178070B2 (ja) 焼結用予成形体のキャニング方法およびそれによる焼結材料の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C19 Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee