CZ290913B6 - Monokrystalická vysoce legovaná slitina na niklové bázi - Google Patents
Monokrystalická vysoce legovaná slitina na niklové bázi Download PDFInfo
- Publication number
- CZ290913B6 CZ290913B6 CZ19931304A CZ130493A CZ290913B6 CZ 290913 B6 CZ290913 B6 CZ 290913B6 CZ 19931304 A CZ19931304 A CZ 19931304A CZ 130493 A CZ130493 A CZ 130493A CZ 290913 B6 CZ290913 B6 CZ 290913B6
- Authority
- CZ
- Czechia
- Prior art keywords
- alloy
- weight
- nickel
- cmsx
- content
- Prior art date
Links
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
- C22C19/03—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%
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Adornments (AREA)
- Inorganic Insulating Materials (AREA)
- Silicon Polymers (AREA)
Abstract
Vysoce legovan slitina na b zi niklu obsahuje v % hmotnostn ch: 5,0 a 7,0 % rhenia; 1,8 a 4,0 % chromu; 1,5 a 9,0 % kobaltu; 7,0 a 10,0 % tantalu; 3,5 a 7,5 % wolframu; 5,0 a 7,0 % hlin ku; 0,1 a 1,2 % titanu; 0,25 a 2,0 % molybdenu, a 0,5 % niobu; 0,15 % hafnia, zbytek nikl a obvykl doprovodn ne istoty, p°i em slitina vykazuje f zov stabiliza n slo N.sub.V3B.n. men ne 2,10.\
Description
Monokrystalická vysoce legovaná slitina na niklové bázi
Oblast techniky
Vynález se vztahuje k monokrystalickým \ysoce legovaným slitinám na niklové bázi, přesněji s těmto slitinám a s nich vyráběných součástkám do motorů zdokonalených plynových turbin pracujících v podmínkách vysokého tlaku a teploty.
Pokroky minutých let dosažené v teplotním a tlakové odolnosti kovů monokrystalických součástech jsou výsledkem pokračujícího vývoje monokrystalických vysoce legovaných slitin. Dále jsou výsledkem zdokonalení použitých postupů a použití strojních technologií. Mezi součástky z těchto slitin patří listy a lopatky stacionárních turbin, které se nacházejí v horkých úsecích motorů plynových turbin. Avšak trendy návrhů motorů plynových turbin byly v uplynulých desetiletích stále stejné. Tyto cíle v sobě zahrnují snahu po zvýšení pracovní teploty motoru, rotační rychlosti poměrného tahu, výhřevnosti paliva a po trvanlivosti a spolehlivosti součástek motorů.
Dosavadní stav techniky
Základní technologie slitin pro odlévání monokrystalických komponentů byla popsána v amerických patentech US 3 494 709; US 4 116 723; a US 4 209 348. Z vývoje vzešla první generace vysoce legovaných slitin na niklové bázi, které byly materiálově lepší než slitiny ve výše zmiňovaných patentech. První generace niklových vysoce legovaných slitin však neobsahovala rhenium. Příklady takových slitin jsou známé pod obchodními značkami jako slitiny CMSX-2 a CMSX-3 vyráběné korporací Cannon-Muskegon. Znaky současného použití jsou popsány v americkém patentu US 4 582 548.
Další vývoj završila druhá generace vysoce legovaných slitin na niklové bázi se zlepšenou pevností při tečení a rychlostí tečení. Tyto slitiny druhé generace mají nízký obsah rhenia ve výše 3 hmotnostních %. Příklad takovéto slitiny druhé generace je popsán v americkém patentu US 4 643 782. Tento patent popisuje slitinu s obchodním označením CMSX-4, která má specifické složení na niklové bázi s obsahem rhenia v oblasti od 2,8 do 3,2 hmotnostních %. Tento současný vynález představuje další generaci vysoce legovaných slitin na niklové bázi, které mají celkový vyšší obsah žáruvzdorných složek /W + Re + Mo + Ta/ a zlepšené mechanické vlastnosti.
Vyráběné monokrystalické součástky mají nízko-modulovou /001/ krystalografickou směrovou paralelu k endritickému růstovému vzoru složky nebo k ose dislokace s listovém uspořádání.
Středově centrované kubické monokrystaly vysoce legovaných slitin rostoucí ve směru /001/ vykazují extrémně vysokou odolnost proti tepelné únavě ve srovnání s běžně odlévanými součástkami. Protože tyto monokrystalické součástky nemají ohraničení krystalů, je dosažitelný typ slitiny bez upevňovačů krystalických hranic jako jsou uhlík, bór, zirkonium. Protože tyto prvky působí jako snižující faktory teploty tání slitiny, jejich redukce poskytuje větší potenciál pro dosažení pevnosti při vysokých teplotách vzhledem k tomu, že lze dosáhnout kompletnějšího gamma primárního roztoku a mikrostrukturální homogenizace ve vztahu k přímo utuhlému sloupcovitému krystalu a ve vztahu ke konvenčně odlévaným materiálům. Jejich snížení umožňují vyšší počáteční teplotu tání.
Tato zdokonalení postupu se samozřejmě neuplatní, pokud není přejat postup podle vzoru multifasetových slitin. Slitiny musí být projektovány tak, aby se vyloučila tendence ke tvoření tavících defektů jako jsou skvrny, úštěpky, rušivé krystaly a rekrystalizace. Navíc musí slitiny vykazovat příslušné okno při tepelném zpracování /číselný rozdíl mezi homogenizací a původní
-1 CZ 290913 B6 teplotou tání/, aby byla umožněna téměř úplná homogenizace slitiny. Současně by kompoziční vyrovnanost slitiny měla být navržena tak, aby vznikl příslušný druh slitiny se strojírenskými vlastnostmi nutnými pro práci motorů plynových turbin. Vybrané vlastnosti techniky obecně považované za důležité u motorů plynových turbin zahrnují: zvýšenou teplotní mez pevnosti při tečení, termomechanickou odolnost proti únavě materiálu, odolnost proti rázům a teplotní korozi a odolnost proti oxidaci.
Projektant slitiny se může pokusit zlepšit jednu nebo dvě z těchto vlastností úpravou kompoziční vyrovnanosti již známých vysoce legovaných slitin. Je však velmi obtížné zlepšit více než jednu nebo dvě z navrhovaných vlastností aniž by nebyly významně či dokonce vážně ovlivněny k horšímu vlastnosti ostatní. Z tohoto vynálezu vzešla unikátní vysoce legovaná slitina má vynikající užitkové vlastnosti při výrobě monokrystalických součástek určených pro práci motorů plynových turbin v teplotních sekcích.
Podstata vynálezu
Tento vynález se týká vysoce letované slitiny na niklové bázi obsahující následující prvky ve hmotnostních %: 0,5 až 7,0% rhenia; 1,8 až 4,0% chrómu; 1,5 až 9,0% kobaltu; 7,0 až 10,0 % tantalu; 3,5 až 7,5 % wolftamu; 5,0 až 7,0 % hliníku; 0,1 až 1,2 % tatinu; až 0,5 % niobu; 0,25 až 2,0 % molybdenu; až 0,15 % hafnia a zbytek nikl a obvyklé doprovodné nečistoty. Slitina má fázové stabilizační číslo NV3b menší než 2,10.
Tato slitina může dále pro zkvalitnění obsahovat ve hmotnostních %: až 0,04 % hliníku; až 0,01 % bóru; až 0,01 % lanthanu. Ačkoli původní nečistoty by měly být udržovány na nejmenší možné míře, slitina může obsahovat až 0,04 hmotnostního % manganu; až 0,005 % křemíku; až 0,01 % zirkonia; až 0,001 % síry a až 0,10 % vanadu. Ve všech případech je základním prvkem nikl. Dále může mít tato zkvalitněná slitina fázové stabilizační číslo NV3b menší než 1,85 a obsah chrómu 1,8 až 3,0% hmotn. obsah rhenia 5,5 až 6,5% hmotn. a obsah kobaltu 2,0 až 5,0 % hmotn.
Tento vynález se týká vysoce legované slitiny se zvýšenou odolností proti tečení při vysokém tlaku a teplotě, zejména do teploty 1080 °C (1975 °F).
Tato slitina je vhodná pro výrobu monokrystalických součástek. Taková součástka může být součástí motoru turbiny, zejména jako list nebo lopatka.
Složky této slitiny jsou kriticky vyrovnané, čímž vznikl jedinečný druh požadovaných vlastností. Tyto vlastnosti zahrnují: vynikající odlévatelnost monokrystalických součástek, zejména součástí listů a lopatek střední velikosti, vhodnou rozpustnost tavících komponentů, vynikající odolnost proti rekrystalizaci monokrystalických součástek, velmi vysokou mez pevnosti při tečení až do 1080 °C (1975 °F), velice dobrou mez únavy při nízkých otáčkách, velmi dobrou mez únavy při vysokých otáčkách vysokou rázovou pevnost, vynikající odolnost proti samostatné teplotní korozi, proti samostatné oxidační korozi, vhodnou mikrostrukturální stabilitu jako je odolnost proti nezáměmým křehkým fázím nazývaným topologicky uzavřené paketové fáze.
Je tudíž cílem tohoto vynálezu uvést složení vysoce legované slitiny a zní vyrobených monokrystalických součástek požadovaných vlastností, tj. součástek pro zdokonalené motory plynových turbin pracujících při vysokém tlaku a teplotě až do 1080 °C (1975 °F). Tyto a ostatní cíle a přednosti uvedeného vynálezu budou jasné odborníkům v tomto oboru po prostudování následujícího popisu zahrnutých zlepšení.
-2CZ 290913 B6
Krátký popis nákresů
Diagram 1 je graf výsledků testu teplotní koroze dvou původních slitin a jednoho dílu vynalezené slitiny exponovaných 117 hodin.
Diagram 2 představuje graf výsledků testu teplotní koroze jiného dílu vylepšené slitiny z tohoto vynálezu a původní slitiny exponovaných po dobu 144 hodin.
Popis zahrnutých vylepšení
Tato vynalezená vysoce legovaná slitina obsahuje následující složky uvedené ve hmotnostních %:
rhenium | 5,0 až 7,0 |
chrom | 1,8 až 4,0 |
kobalt | 1,5 až 9,0 |
tantal | 7,0 až 10,0 |
wolfram | 3,5 až 7,5 |
hliník | 5,0 až 7,0 |
titan | 0,1 až 1,2 |
molybden | 0,25 až 2,0 |
niob | až 0,5 |
hafnium | až 0,15 |
zbytek nikl | a obvykle doprovodné nečistoty. |
Takto složená vysoce legovaná slitina má fázové stabilizační číslo Nv3b menší než 2,10. Dále má slitina přesně vyrovnané chemické složení, ze kterého vzniká vynikající ojedinělá sloučenina požadovaných vlastností. Tyto vlastnosti zahrnují vysokou mez pevnosti při tečení ve vztahu k původním vysoce legovaným monokrystalickým slitinám, odlévatelnost monokrystalických součástí, odolnost proti rekrystalizací, vysokou mez únavy, rázovou odolnost, odolnost proti samotné teplotní korozi, oxidační odolnost a mikrostrukturální stabilitu včetně odolnosti proti TCP fázové formaci při vysokém tlaku a teplotě.
Na rozdíl od původních slitin na niklové bázi známých v této oblasti má tento vynález nízký obsah chrómu a kobaltu a vysoký obsah rhenia. Chromuje 1,8 až 4,0 hmotnostních %. Prospěšný obsah chromuje 1,8 až 3,0 % hmotnostních. Tento obsah chromuje výrazně nižší než u běžných slitin na niklové bázi. Ve vynalezené slitině zajišťuje odolnost vůči teplotní korozi, ačkoli může hrát současně úlohu v oxidační schopnosti slitiny. Tantal a rhenium ovlivňují také vlastnosti týkající se teplotní koroze, hliník pak je přítomen v dostatečném množství k zajištění příslušné oxidační odolnosti, takže v této slitině je potřebný poměrně nízký obsah chrómu. Kromě snížení teploty solitu gamma primární slitiny přispívá chrom také ke tvoření Cr, Re, W- bohaté TCP fáze a musí být tedy v těchto sloučeninách v rovnováze.
Obsah kobaltu je 1,5 až 9,0 hmotnostních %. Příznivý obsah kobaltu je 2,0 až 5,0% hmotnostních. Tento obsah kobaltu je nižší než u původních typických monokrystalických vysoce legovaných sloučenin na niklové bázi. V nové slitině napomáhá kobalt k vytvoření příslušné rozmezí pro tepelné zpracování protože snižuje teplotní solidu gamma primární slitiny a přitom obecně nemá vliv na počáteční teplotu tání. Slitiny obsahující rhenium jsou běžně navrhována s mnohem vyšším obsahem kobaltu než v tomto novém návrhu za účelem získání zvýšené tuhé rozpustnosti a fázové stability.
Slitiny vzešlé z tohoto vynálezu neočekávaně ukazují, že je možný a žádoucí mnohem nižší obsah kobaltu, aby byla dosažena optimální fázová stabilita včetně kontroly tvoření TCP fází.
-3CZ 290913 B6
Obsah rhenia je 5,0 až 7,0 hmotnostních % a při zlepšení je jeho obsah 5,5 až 6,5 %. Obsah rhenia je v nové slitině výrazně vyšší než u původních monokrystalických slitin. Dále jsou slitiny z tohoto vynálezu obecně navrhovány se zvýšenou hladinou obsahu těžko tavitelných prvků, například W + Re + Mo + Ta.
Obsah wolframu je 3,5 až 7,5 hmotnostních % a u zlepšené verze je jeho množství 3,5 až 6,5 %. Wolfram se přidává, protože je to účinným podpůrným prvkem pevného roztoku a přispívá k podpoře gamma primární fáze. Navíc je účinný při zvyšování počáteční teploty tání. Množství wolframu přidávané do těchto slitin je v rovnováze s množstvím rhenia, jelikož oba prvky přispívají ke tvoření „skvrnových“ defektů během zalévání voskového modelu při monokiystalickém odlévacím procesu. Oba prvky také silně ovlivňují náchylnost k tvoření TCP fází.
Podobně jako wolfram také rhenium má vliv na zvyšování počáteční teploty tání slitiny. Rhenium je však silnější posilovač než wolfram, molybden a tantal v podmínkách zvýšené teploty při tečení a proto je rhenium přidáváno zcela vhodně. Rhenium má také v této slitině pozitivní vliv na odolnost proti teplotní korozi. Navíc rhenium prvotně působí v základní hmotě a je účinné při zpomalování růstu gamma primárních částic při vysoké teplotě a tlaku. Kromě požadavku vyrovnanosti rhenia a wolframu z důvodu tavitelnosti musí být W + Re uspořádány na úrovni slučitelné s minimalizací TCP fází. Obecně TCP fáze, které se v těchto materiálech objevují, jsou bohaté na chrom, wolfram a rhenium, přičemž rhenium je zde přítomno v nejvyšší míře. Je tedy nezbytná kontrola poměru Re/W v této slitině k ovlivnění náchylnosti tvoření TCP fázových formací.
Obsah molybdenu je 0,25 až 2,0 hmotnostních %. Ve zlepšené formě je obsah molybdenu 0,25 až
1,5 %. Molybden je dobrý posilovač tuhého roztoku, ale není tak efektivní jako wolfram, rhenium a tantal. Protože však je hustota slitiny vždy věcí úvahy a atom molybdenu je lehčí než ostatní posilovače tuhého roztoku, je přídavek molybdenu dobrým prostředkem ke kontrole celkové hustoty mezi složkami vynalezené slitiny.
Obsah tantalu je 7,0 až 10,0 hmotnostních % a při zlepšení je jeho obsah 8,0 až 10,0 %. Tantal významně přispívá k síle slitiny prostřednictvím posilování tuhého roztoku a zvyšování gamma primární síly částic /tantal také působí na gamma primární fázi/. V této slitině lze tantal užít v poměrně vysoké koncentraci, protože přispívá k tvoření TCP fáze. Navíc je to velmi žádoucí složka této sloučeniny, protože působí při prevenci tvoření „ skvrnových“ defektů během monokrystalického tavícího procesu.
Tantal je ve sloučenině prospěšný, protože má také tendenci zvyšovat teplotu solidu gamma primární fázi a je dobrý při oxidaci a vytváření odolnosti proti teplotní korozi a při zvyšování trvanlivosti hliníkového povlaku.
Obsah hliníku je 5,0 až 7,0 hmotnostních %. V této kompozici je pak obsah 5,3 až 6,5 %. Hliník a titan jsou primárními prvky zahrnujícími gamma primární fázi. Tyto prvky jsou do slitiny přidávány v množství a poměru potřebném k dosažení potřebné odlévatelnosti slitiny, možnosti zacházení s taveninou, fázové stability a mechanické síly. Hliník se také přidává v množství dostatečném k dosažení odolnosti proti oxidaci.
Obsah titanu je 0,1 až 1,2 hmotnostních %. Při zlepšení je jeho obsah 0,2 až 0,8 %. Titan je obecně prospěšný odolnosti proti teplotní korozi, ale může mít negativní vliv na odolnost proti oxidaci, odlévatelnost slitiny a chování slitiny při zacházení s horkým roztokem. Musí být tedy zachován ve sloučenině ve stanoveném poměru.
Obsah niobu je až 0,5 hmotnostních %, při zlepšení pak až 0,3 %. niob je gamma primárně působící prvek a je to účinný posilovač monokrystalických slitin z tohoto vynálezu. Obecně však niob působí újmu při oxidaci slitiny a má špatný vliv na teplotně korozní vlastnosti, takže je jeho množství minimalizováno. Navíc se niob přidává do této vynalezené slitiny za účelem getrování
-4CZ 290913 B6 uhlíku, který může být chemicky vstřebán do povrchů součástí během procesu práce s horkým roztokem, pokud není optimální vakuové prostředí. Jakýkoli úhlový vměstek bude mít tendenci k tvoření karbidu niobu namísto karbidu titanu nebo tantalu a tím i zachování větší části titanu nebo tantalu pro gamma primární fázi a pro posílení tuhého roztoku v této slitině.
Obsah hafnia je až 0,15 hmotnostních %, při zlepšení pak 0,02 až 0,05 %. Hafnium se do dané sloučeniny přidává v malém množství, aby působilo na pokovovací přilnavost. Obecně hafnium účinkuje v gamma primární fázi.
Rovnováha skladby slitiny z tohoto vynálezu zahrnuje také nikl a malé množství vedlejších nečistot. Obecně tyto vedlejší nečistoty vznikají v procesu průmyslové výroby a měly by být omezeny na nejmenší možnou míru tak, aby neovlivnily vylepšené vlastnosti slitiny. Například tyto nečistoty mohou obsahovat až 0,04 hmotnostních % hořčíku, 0,05 % křemíku, až 0,01 % zirkonia, až 0,001 % síry a až 0,10 % vanadia. Množství těchto nečistot, která přesahují stanovenou mez, by mohla mít nepříznivý vliv na výsledné vlastnosti slitiny.
Dále může slitina náhodně obsahovat až 0,04 hmotnostních % uhlíku, až 0,01% bóru, až 0,01 % ytria, až 0,01 ceru a až 0,01 % lanthanu.
Vysoce legovaná slitina z tohoto vynálezu má nejen složení v dané výše uvedené škále, ale její fázové stabilizační číslo NV3b je menší než 2,10. Při zlepšení je číslo NV3b menší než 1,85 a ještě lépe menší než 1,75. Odborníci ocení, že Nv3b je definováno PWA N-35 metodou výpočtu TCP fáze řídicího faktoru elektronové vakance slitin na niklové bázi. Tento výpočet následuje, jak je níže uvedeno:
Rovnice 1
Převedení hmotnostních % na atomová %:
Wi/Ai
Atomové % prvku i = Pí =-------------- X 100
Σί (Wi/Ai) kde: Wi = hmotnostní % prvku i
Ai = atomová hmotnost prvku i
Rovnice 2
Výpočet množství každého prvku přítomného v průběžné fázi základní hmoty:
Prvek | Atomové množství zůstatkového Rii |
Cr Ni | Rcr= 0,97PCr-0,375PB-1,75PC Rn, = Pní + 0,525Pb-3(Pa1 + O,O3PCr+PI1-O,5Pc+O,5Pv+PTa+PCb+PHf) |
Ti, Al, B,
C, Ta, Cb, Hf Ri = 0
V | Rv = 0,5Pv Pw |
W | * R{W) = PvH),167Pc----------- Pmo+ Pw Pmo |
Mo | P(Mo) P(Mo) 0575Pb 0,167PPc (Pmo + Pw) |
* Poznámka: hmotnostní % Re jsou přičtena k hmotnostním % W u výše uvedeného výpočtu
-5CZ 290913 B6
Rovnice 3
Výpočet NV3b za použití atomových faktorů z rovnic 1 a 2:
Ri
Nj =------ pak NV3b = Σ, Ni(Nv)i íRí kde: i = každý jednotlivý prvek v pořadí
N;i = atomový faktor každého prvku v základní hmotě (Nv)i = číslo elektronové vakance každého příslušného prvku
Tento výpočet je detailně popsán a ukázán v technickém článku pod názvem „PHACOMP Revesited“ od H.J. Murphyho, C.T. Simse a A.M. Beltrana, publikovaném ve svazku 1 Intemational Symposium on Structural Stability in Superalloys /1968/, o jehož závěrech je zde též zmínka. Jak mohou zhodnotit odborníci, fázové stabilizační číslo pro slitiny z tohoto vynálezu je rozhodující a musí být menší než stanovené maximum, aby slitina měla stabilní strukturu a požadované vlastnosti při vysoké teplotě a tlaku. Fázové stabilizační číslo lze stanovit empiricky, pokud se odborník v praxi touto věcí zabývá.
Motory navrhované pro vysoký výkon normálně pracují s vyšší teplotou součástek a problém tečení narůstá. Obecně tečení v nárůstu 1% se v těchto případech považuje za nepřijatelné. Vlastnosti při tečení u známého druhu slitin jsou při omezených pracovních teplotách a tím i při maximální schopnosti výkonu. Vysoce legovaná slitina z tohoto vynálezu má zvýšenou odolnost proti tečení při vysokém tlaku a teplotě, zejména až do 1080 °C (1975 °F).
Monokrystalické součástky tvořené sloučeninami z tohoto vynálezu mohou být vyráběny kteroukoli monokrystalickou odlévací technikou známou v tomto oboru. Například lze užít procesy usměrněného tuhnutí monokrystalu, jako je postup zárodečných krystalů nebo proces zanášení. Monokrystalické odlitky vyrobené z vynalezené slitiny jsou vystaveny tepelnému stárnutí při vysokých teplotách, aby byly optimalizovány vlastnosti pevnosti při tečení těchto slitin. Monokrystalické odlitky z takto vynalezené slitiny mohou být vystaveny tepelnému stárnutí při teplotě 1065 °C (1950 °F) až 1177°C (2125 °F) po dobu 1 až 20 hodin. Avšak odborníci vědí, že optimální vystavení tepelnému stárnutí po určenou dobu závisí na přesném složení vysoce legované slitiny. Tento vynález představuje složení vysoce legované slitiny jedinečné skladby a požadovaných vlastností. Tyto vlastnosti zahrnují: vynikající odlévatelnost monokrystalické součástky, zejména součástek listů a lopatek menších velikostí; vynikající odolnost proti rekrystalizaci součástek; výbornou rozpustnost součástek při tavbě; zvláště vysokou mez pevnosti při tečení do 1080 °C (1975 °F); mimořádně dobrou mez únavy při nízkých i při vysokých otáčkách; vysokou rázovou pevnost; velmi dobrou odolnost vůči teplotní korozi; velmi dobrou odolnost vůči oxidaci; mikrostrukturální stabilitu stejně tak jako odolnost vůči tvoření nežádoucích TCF fází. Jak bylo výše zmíněno, má tato slitina přesné složení s velmi malými povolenými odchylkami u každého prvku, pokud má být zachována unikátní škála vlastností.
Příklad provedení vynálezu
Pro jasnější ilustraci tohoto vynálezu a pro srovnání s vysoce legovanými slitinami mimo požadované cíle tohoto vynálezu předkládáme níže uvedené příklady. Uvádíme následující příklady jako ilustraci tohoto vynálezu a jeho vztahů k ostatním slitinám a výrobkům a neměly by být chápány jako limitující.
V tomto vynálezu byl připraven k významu variací a škál ve skladbě slitin velký počet testovacích materiálů o vysoce legovaných slitinách. Některá níže zmíněná složení testovaných slitin nezapadají do požadované škály tohoto vynálezu, ale jsou zahrnuta pro srovnání, aby
-6CZ 290913 B6 umožnila jeho pochopení. Cílové chemické složení reprezentativní slitiny reprezentativní slitiny testovaných materiálů je znázorněno níže v tabulce 1.
Tabulka
b- m m | «X* | v XJ | X | o | XJ | x Cb | X O | X | tn | n | v~ | ·- | O | X | ||
o o o | a | O o | o | o | © | © ó | O | i- | © | o | © | O | O | O | Q Os | |
ftl N (\l | AI | AJ AI | Al | Al | Al | Al A| | Al | Al | AI | AJ | Al | AJ | AJ | AJ | AJ | v |
m to tn m co o | O | Al »- | tn tn | IA | tn | tA | tn | |||||||||
«0 | — tn | b- | «3 | m | •0 XJ | X | XJ | tn | XJ | tn | «0 | b. | tn xj | |||
X x tn | X | tn m | X | X | X | X X | X | tn | X | tn | tn | LA | X | X | X | |
TT— »“ | r“ | v·· | ** | r» | ·“ | ** | *“ | ** | T~ | CT“ | *-· | *·* | ||||
ΙΛ to 1A x> xj ta | o | b- M | in | b- m | m | tn | m | tn | o | |||||||
ΓΊ | in in | tn | m | o | X | X | <o | XJ | IA | tn | V | o | XJ | •o | ||
• « · | 1 | • * | • | • | « | • | « | * | f | * | ||||||
Ό Ό Ό | X) | X) Ό | x> | o | Ό Ό Ό | o | XJ | tn | XJ | Ό | XJ X) | X) | X) | XJ | ||
Ό | tn | |||||||||||||||
d O· | tn | *- X | o | 60 | >0 | o x | m | Xl | o | O | ·- | o | o | 0s | tn | |
N !- r- | v~ v* | ♦-· | r- | <— | Al AI | r- | v- | r> | T | |||||||
*“ ·“ | ** | V ·” | φ-· | <P“ | <· | v- W | *“ | ··- | v-· | ·· | V | ** | ||||
03 Al Q O O O* | IA O | X o» AJ CO CO «3 | K3 | ,B2 .81 | o x> | R | O 1A | O «0 | XJ | o tn | T O | AI Os | ||||
Al Al | r- | »· r· | t— | — | T” | *- | r- | ·— | *“ | |||||||
J J J | U | -1 -1 | .j | -J | Λ -i | 0 | -í | _J | -J | -J | -J | u | ||||
X X < CD CD £0 | X | -c -< | ·< | X | < | X X | X | X | ·< | X | X | X | X | X | X | ·< |
a | CO CD | ta | CO | CS | m es | co | ta | co | m | ca | CS | es | ta | 60 | DB | |
<M X) | ||||||||||||||||
IA XJ Ά O O O | tn o | áááá | tn © | áááá | tn o | X © | áá | tn o | m © | XJ o | s | |||||
d <dd dd d d dd cSci ci cd cS | <ÍC5<3 | o | o | • | 4 | |||||||||||
o Ο» «0 O> «0 O m | Ό Pl ΙΛ Q | © | tn | tn | tn | o | <o n m | tn | tn | |||||||
m sj | x | vj IA | tn | tn | XJ | tn Ό | X) | tn | X) | tn 'O | tn x> | XJ | tn | m | ||
O t> | o | O | X | O W«bb | m | <o | ||||||||||
b- b- to | «0 | «0 <ó | co | co | CO | «ΝΑΟ | c0 | o | cO | CO | «Ο | CO | b- | |||
IA O © O N. OJ O* | CO | «0 | b- | O OJ | tn OJ 60 XJ | tn XJ | © XJ | 3 3 3 | 00 | q | ||||||
Ό X) IA | m | 1A IA tn | tn | tn | tn tn | m | tn | m | tn | tn | tA <n | tn | tn | tn | ||
m cQ in Ό o | O XJ | IA tn | o m | o o co K | 3 | tn XJ | o AI | o | O O* | o m | o X | O «0 | o | |||
d dacdO idc<d£3c< | a | dd | QC3CŠ | d | ||||||||||||
O O O | O IA tO O | tn o | tn m | o | O | O | o | |||||||||
tn rn m | ř*l AJ Al CM | r“ | W“ r— | Al | ·— | 1 | X | 1 | ||||||||
cjcdcdcltícdcdcdcícdcd | e> | cd cd | d | |||||||||||||
tA tn ai o* x> x tn x x | ai m | X X | - | o n | tn | O M b. b- | X | O | ||||||||
N- X) Ό Ό XJ Ό | Ό | o | tn | O X) | O Ό | tn | tn | LA | tn | X | X | x> | XJ | |||
O O O | 3 | o tn | O | o | o | O © | O | O | o | LA | tn | © | m | m | 3 | o |
b- b. b- | A- X) | LA | m | X | m m | X | tn | X | m | m | X | -r | \T | m | ||
dcJo | td | GS <a | © | o | cd | a O- cS <d cd | d dddc> | o‘ | d | |||||||
m ni b* «Q aj Ό | tn | o | tn | O b- | tn | o bM | m | o | 1A AJ | o | 0 | © | ||||
cO o) S | X | b- b- | x> | bT | m | tn x | m | X | Al | X | m | n | m | m | h* | 60 |
tn | IA | |||||||||||||||
O XJ m | O | AI X | x | x | tn | Ai tn | tn | XI | O | © | tA | 60 | tn | o | X) | X |
• · · | · | t | « | • | » | |||||||||||
N N | X | Al AI | AJ | Al | AI | AI AJ | Al | Al | IN | tn | tn | AI | AJ | AJ | Al | tn |
<M | © | |||||||||||||||
I 1 « | • O | I t | d | • | • | 1 | » | |||||||||
Cl | tn | |||||||||||||||
AJ | ||||||||||||||||
t » > | 1 O | » 1 | 4 | o | t | « | > | 1 | t | |||||||
c5 | XI | w | »·* | ··» | ||||||||||||
< « u | 8 | ui u. | ϋ | © | 15 | □c «— | •5 | -J | 03 | L> | o | UJ | QC | ct | ||
o o o | o o | o | o | O | O © | o | O | O | Al | Al | Al | AJ | 0 | AI | ||
r~ | r*· v“ | T” | V“ | ▼“ T“ | T“ | W“ | •r^ | *“ | T“ | »— | r* | |||||
i 1 t | 1 1 | 1 | 1 1 | 1 | 1 | 1 | 1 | 1 | ||||||||
X | w | X | X | X | ||||||||||||
tn | o | U) | (/> | ΙΛ | ||||||||||||
δ | δ | δδ |
Rozvoj výzkumu třetí generace monokrystal ických slitin zaměřený na kompoziční možnosti u vy soce legovaných slitin tohoto vynálezu začal definováním a zhodnocením řady experimentálních sloučenin. Prvotním předmětem rozvojového záměru byla zvýšená mez pevnosti při tečení a vybalancování jednotlivých prvků tak, aby vznikla kombinace s užitečnými strojařskými vlastnostmi poté, co byla definována základní představa o zvýšené pevnosti.
Původní materiály zkoumaly užitečnost vyšších hladin těžko tavitelného prvku tvořících gamma primární fázi před tím, než jsou přítomny v podobných původních sloučeninách. Jak je 10 znázorněno v Tabulce 1, obsah chrómu ve sloučenině byl snížen, aby se zlepšila její stabilita.
Obsah kobaltu původně požadovaný pro zvýšení tuhé rozpustnosti může být významně snížen. Obsah těžko tavitelných prvků /W+Re+Mo+Ta/ byl různý a součet původních gamma primárních fází dělicích prvků /Al+Ti+Ta+Nb/ se lišil také. Obsah Re ve slitině byl původně zkoumán na běžných hladinách, ale zjistili jsme, že jeho obsah je nutno zvýšit.
Provedli jsme výpočty standardního NV3b během projektovací etapy původní slitiny, abychom napomohli odhadnou t fázovou stabilitu dotyčné slitiny a odlišnosti tohoto čísla tak, jak se mění složení slitin. Některé slitiny byly vyrobeny běžnými výrobními postupy. Tyto slitiny byly taveny metodou vakuové indukce v peci V-l firmy Cannon - Muskegon s výtěžkem průměrně 90,72 až 20 1 36 kg čistého produktu na slitinu /viz Tabulku 2 níže/. Počty všech opakovaných kompozic, jak je uvedeno v tabulce 2, byly vytaveny při vakuovém zalévání voskového modelu do testovacích tyč a listů. Postupy homogenizace byly vyvinuty v laboratoři ve 3 a 6 trubkové peci. Stárnoucí postupy gamma primárních fází byly uskutečněny také v laboratoři.
Tabulka 2
V-J VIM pec - chemické složení
Mq_, c 3. Cr Co Ko U Cb TI Al To Rg.
VF | 778 | ||
-log | VF | 831 | |
•10R1 | VF | 965 | |
-10ÍÍ | VF | 966 | |
•10RÍ | VF | 980 | |
-12X1 | VF | 963 | |
' 12Ri | VF | 964 | |
•12RI | YF | 979 | |
•10C4 | VF | 983 | |
’12C | VF | 985 | |
•iocb < | :-iok) | VF | 994 |
-12c* ( | :-ižo) | VF | 993 |
0.QO1 41001 2.9 0.COZ «Q.001 2.6 0.001 <001 2.65 Q.0O1 <001 2.6?
0.001 -0LOQ1 2.56
0.OO1 41001 3.3 0.001 41001 3.4
0.001 <001 3.4 0.001 41001 2.4
0.001 41001 2.7 a 001 41001 2.2
Q.001 <QtW1 2.4
a.s
8.2 7.0 7.0 7.0 8.0 3.0
3.0
3.95
3.5
3.3
3.2
0.7
0.7
0.6
5.6
Λ6
0.48
Q48
0.50
0.41
0.45
0.4Q
0.44
7.2
6.9
6.4
6.3
6.3
6.0
6.1
6.1
6.1
5.3
5.5
4.8
0.3
0.3 0-4 0.4 0.4 <05 <05 •Č05 0.14 405 0,09 4101
0.70 6.05
0.68 6.06
0,80 &80 Ol 79
1.M
1.00
1,00
0.56
5.72
5.66
5.78
5.69
5.60
5.56
S.83
0.05 USE Q.OS BASE 0.06 BASE DLG6 BASE 0.06 BASE 0.07 BASE 0.04 BASE a06 BASE 0k03 BASE ' 0.O2SBASE
11.75 5.86 8.8 6.0 0.0»^
0.24 5.74 8.2 6.4 0.O2SBASE
Q.50 5.64 8.6 6.4[0-025aASE
Všechny ostatní vzorky zmíněné výše v Tabulce l byly vyrobeny smísením tyčoviny ze základní slitiny s přídavkem nových prvků potřebných k dosažení požadované skladby. Míchání bylo provedeno během výroby testovacích tyčí a listů. Tyčovina ze základní slitiny a nové přidané prvky byly umístěny do tavící pece v tavícím kelímku a lázeň byla homogenizována před nalitím do příslušné skořepinové formy. Domníváme se, že bylo v běžné praxi dosaženo dobré korelace mezi žádaným chemickým složením slitiny a složením testovaných tyčí či lopatek /viz níže Tabulku 3/.
-8CZ 290913 B6
O rΌ O | s 3 á 3 3 R '<2 | 0 | Q | b- | O b* | O «3 | o o | |
ixi nj | T— T— *-· *·“ ** | - | - | τ— | ♦—· | τ— r— | ||
-J | _j _i _j _j -J —i -J | -j | -J _J | -J | ||||
< < 03 05 | <<<<<<< 03 CO 03 CO CO CO ID | < 03 | <D | < CD | < 03 | 03 | < < 00 03 | < CO |
b- Ό C3 O | tn v* S 1D ιΑ N N O O O © Q O O | in 0 | O | *4 O | vf O | in 0 | tn χί 0 0 | tc 0 |
o O | O O O O & OO QO O | d | c5ó | s | ||||
*- CO | s. ea 0 0 0 0 | CO | b- | 0 | v- © | 0 | ||
tn | -J- tn 0 0 | Irt | m | 10 | tn | O Ό | 0 |
u. m
I
co
O +J
0)
U vzorku CMSX-10 D /viz Tabulku 1/ byly vysoce kvalitní přidávané prvky taveny ve vakuu a rafinovaný materiál byl odlit do 2 tyčí. Poté bylo výsledné množství tyčoviny použito k výro5 bě monokrystalických vzorků tyčí a lopatek pomocí zalití voskového modelu.
Bylo zřejmé, že během zpracování vzorků se mohla vyskytnout velká variabilita v celistvosti procesu zalévání voskových modelů, protože se ukázaly různé hladiny tvoření skvrn u testovacích tyčí, dále v rozmístění dendritických struktur a v dosažení vlastností. Reakce derivátu při 10 tavení /popsaná v Tabulce 4 níže/ se lišila a byla dána jak složením slitiny, tak kvalitou vzorků.
Vyvinuté tepelné postupy pro opakované odlévání slitiny jsou popsány níže v Tabulce 4. U každého materiálu byla požadována gamma primární rozpustnost, nebyla však dosažena
-9CZ 290913 B6 všeobecně. Bylo uskutečněno prvotní gamma primární stárnutí, aby byla dosažena požadovaná velikost gamma primárních částic a jejich rozložení. Při druhotném gamma primárním stárnutí došlo k usazení běžných gamma primárních sraženin v základní hmotě společně s velmi jemnými sraženinami umístěnými v kanálech základní hmoty mezi prvotními gamma primárními částicemi 5 těchto vzorků.
O o
U. tu « ·
O O
O O (M
ΓΜ
M·
OJ 44 r4 r* 5 (B
V»
C X 0 B 0 0 0 0
S 0 0L.UI_L.UU·!*» o UlAUXXXXXXUU £ X · X XX
O O o m *- Ό ťM <í r· tQ r r r N » * ΙΠ Ό
U.U.kLU,U.U.U,U.U.U.U.U.
ΚΡΡδΡΡΚίΡΡΡΡΚ v· r «“ <\J v— t— »“ ·— ·— v— ΓΜ fM
O o «0 CO O* Cb | m £ | O o 7 ° | |
1 1 O O | O | £ i Ή | |
K b-* O* o* | £ | £ | δ* |
a | o θ | O | •9° | «3 |
o R | 8 | *7 | O ί O | |
o · iA | 1A | i- | O 1 O ·— iA *- | |
«0 o | co O | 5 |
o <n φ o o k
CL
O '—i
O (D
Í4
N
O 0> κο >
ω N
<3
O CM
p*1 b- b- Q O
Ό ιΑ »A *€> <>
K) K> K) řó řó <A
z* | O O | IA | Q 4A |
b** | 5 | 35 | |
CM | ΓΜ | CM AI | |
CM |
a rw
C — ·— U UJ X X NNO N r- <— ▼— τι i » »
<9 u. O O o O o
-i ‘S | n u | |
O O O | O (M V ·* | CM AJ |
t i * « t t I
Plně tepelně zpracovaná testovací tyčovina byla testována na pevnost při tečení. Vzorky byly obráběny a nízkotlace vybroušeny do ASTM standardních vzorkových rozměrů. Byly testovány 10 na pevnost při tečení v různých tepelných a tlakových podmínkách standardními ASTM postupy.
-10CZ 290913 B6
Významným faktorem složení slitiny CMSX-10A byl posun k vyššímu obsahu Re. Současně byly vyrovnány hladiny W, Cr, Ta a ostatních podpůrných prvků gamma primární fáze pro dodržení požadovaných vlastností. Vyšší hladina Re významně přispěla ke zlepšení pevnosti při tečení během celého testovacího režimu, jak je vidět z výsledků popsaných v Tabulce 5 níže pro vzorky CMSX-10A.
-11 CZ 290913 B6
Tabulka 5
Doba r , - , Doba /o , %
ÍgskVáCt ^odnf zátěze PrJfoužh, /q
Konečné ild&ie/ 0 -fe&Wr * h ^defcnnt.
Čas vf} kdo£a2čnr
1600*F/73.0 ks i | 534.4 | 24.2 | 26.9 | 534.2 | 22.331 | 10.9 | 21.0 |
WC | 323.4 | 22.0 | 27.8 | 328.3 | 21.055 | 6.3 | 8.7 |
527.3 | 21.1 | 26.3 | 526.3 | 17.552 | 28.4 | 72.2 | |
17UO*F/50.0 ksi | 305.0 | 31.1 | 34.5 | 304.2 | 28.614 | 62.1 | 108.9 |
WC | 292.4 | 19.2 | 19.9 | 291.8 | 19.324 | 71.5 | 123.7 |
87.6 | 2.6 | 5.8 | a5.7 | 1.474 | 65.9 | ♦ | |
1800’F/30.0 ks i | 415.6 | 16.1 | 21.4 | 413.8 | 15.643 | 182.7 | 246.1 |
m*c | 848.0 | 37.1 | 33.0 | 846.3 | 34.326 | 460.4 | 524.3 |
1016.2 | 33.2 | 30.5 | 1014.3 | 32.984 | 476.8 | 655.1 | |
1B00*F/36.0 ksi | 586.5 | 38.1 | 38.0 | 585.6 | 33.050 | 395.0 | 425.2 |
W | 572.7 | 36.9 | 35.3 | 570.7 | 29.029 | 395.0 | 422.2 |
546.5 | 26.4 | 34.2 | 545.7 | 25.843 | 373.0 | 406.0 | |
420.3 | 22.4 | 26.3 | 418.7 | 18.105 | 236.7 | 317.6 | |
426.0 | 14.3 | 17.0 | 425.1 | 10.244 | 326.5 | 353.2 | |
239.8 | 24.3 | 23.8 | 239.7 | 23.264 | 94.1 | 123.9 | |
255.7 | 19.9 | 27.4 | 253.6 | 18.510 | 115.2 | 152.7 | |
19OO*F/25,0 ksi | 32.3 | 5.5 | 11.0 | 31.0 | 2.075 | 26.7 | 30.7 |
1038 X | 129.7 | 43.2 | 33.9 | 128.7 | 39.556 | 30.4 | 48.· |
163.7 | 34.7 | 36.4 | 166.1 | 30.816 | 58.2 | 78.4 | |
228.1 | 18.1 | 32.3 | 226.4 | 16.926 | 146.3 | 160.á | |
277.7 | 29.5 | 31.1 | 276.4 | 27.323 | 9.9 | 29.9 | |
423.4 | 39.7 | 38.3 | 422.7 | 35.121 | 218.4 | 250.9 | |
383.8 | 35.9 | 36.1 | 382.7 | 34.861 | 192.9 | 226.7 | |
373.3 | 31.3 | 35.7 | 371.6 | 26.138 | 211.6 | 238.0 | |
ZOC0*F/ia.0 ksi | 138.0 | 22.3 | 33.0 | 136.3 | 19.052 | 33.9 | 77.0 |
-ÍO93°C | 134.9 | 40.7 | 36.5 | 134.7 | 38.328 | 54.7 | 71.9 |
122.9 | 23.2 | 34.9 | 122.0 | 19.050 | 50.1 | 69.4 | |
115.6 | 34.2 | 36.6 | 114.4 | 30.861 | 40.3 | 56.8 | |
245.2 | 35.1 | 36.2 | 244.3 | 29.844 | 135.7 | 157.9 | |
221.9 | 36.3 | 35.4 | 221.8 | 33.737 | 113.0 | 140.0 | |
181.2 | 32.1 | 34.2 | 180.1 | 29.249 | 53.1 | 61.4 | |
2050*F/15.0 ksi | 126.4 | 47.9 | 49.0 | 124.1 | 30.086 | 45.8 | 69.2 |
150.5 | 45.5 | 47.8 | 143.1 | 39.308 | 16.3 | 34.5 | |
140.5 | 30.6 | 40.0 | 138.7 | 23.596 | 30.6 | 76.4 | |
120.3 | 29.5 | 39.7 | 120.0 | 29.479 | 16.3 | 55.6 | |
79.0 | 11.7 | 14.4 | 79.0 | 11.644 | 41.7 | 54.3 | |
112.2 | 24.3 | 31.3 | 112.1 | 21.401 | 55.9 | 69.5 | |
2100-F/12.5 ksi | 94.1 | 22.1 | 27.5 | 94.1 | 20.520 | 42.2 | 62.6 |
112.5 | 39.4 | 33.1 | 112.2 | 29.126 | 28.0 | 58.a | |
96.6 | 25.9 | 35.9 | 95.5 | 14.542 | 52-3 | 62.5 | |
123.6 | 43.4 | 40.4 | 122.9 | 31.050 | 40.9 | 63.5 | |
50.3 | 21.7 | 29.6 | 49.9 | 9.330 | 35.1 | 37.6 | |
90.5 | 41.6 | 43.7 | 89.7 | 37.422 | 13.6 | 38.5 | |
1800T/36.0 ksi | 420.6 | 23.9 | 35.1 | 419.9 | 23.196 | 213.8 | 286.0 |
396.1 | 37.1 | 34.0 | 394.7 | 31.623 | 239.4 | 264.9 | |
384.9 | 31.1 | 34.0 | 382.9 | 25.554 | 220-5 | 247.9 |
% RA - procenta redukce plochy průřezu při prasknutí vzorku podrobeného tažné zátěži v závěsu zkoušky pevnosti při tečeni.
- 12CZ 290913 B6
Mikrostrukturální přehled porušení materiálu vzorků této slitiny ukázal, že se objevilo TCP fázové sražení během příslušných testů pevnosti při tečení, zejména u teplot při 1038 °C (1900 °F) a výše. Ukázalo se, že výpočet čísla fázové stability Nvb bude účinným nástrojem při předpovídání stability slitiny a pevnosti při tečení ve vysokých teplotách.
Tam, kde číslo NV3b bylo u vzorků CMSX-10A 2,08; bylo u CMSX-10B navrženo na úroveň 2,02. Toho bylo dosaženo dalším snížením obsahu Cr a podobné snížením Co a W+Re hladiny. Wolfram byl v tomto vzorku snížen více než Re, protože Reje v tuhém roztoku účinnější. Navíc, 10 protože určitá ztráta podílu Wolframu vzhledem ke gamma primární fázi se dala předvídat, byla dostatečně navržena mírným zvýšením obsahu Ta v kompozici. Vznikl tak vzorek slitiny CMSX-10B, který vykazoval ještě větší pevnost při tečení při 982 °C (1800 °F).
Tabulka 6 uvedená níže ilustruje, že tři vzorky dosáhly průměrné životnosti 961 hodin s 1% 15 tečením při průměru 724 hodin. Bylo však zjištěno, že TCP fáze se objevila při vyšší teplotě.
-13CZ 290913 B6
Tabulka 6
CMSX-10B pevnost při tečení
/ | % f | % | tes vh X do&sj&tf | ||||
Te»fove | zátěže i) | ^ndloužení | h | V | i7 |
1800*F/36.0 | ks i | 907.1 | 19.2 | 34.0 | 907.0 | 17.832 | 697.2 | 752.7 |
989.3 | 18.9 | 33.5 | 988.5 | 17.657 | 768.1 | 817.8 | ||
988.4 | 35.9 | 36.1 | 987.3 | 31.813 | 705.8 | 767.5 | ||
507.0 | 44.1 | 45.4 | 505.7 | 41.548 | 317.9 | 352.6 | ||
598.1 | 46.9 | 43.4 | 596.1 | 42.340 | 386.5 | 415.2 | ||
408.3 | 62.6 | 52.1 | 407.2 | 54.479 | 187.3 | 256.5 | ||
265.3 | 39.7 | 43.7 | 262.7 | 37.102 | 87.6 | 119.2 | ||
385.3 | 45.5 | 46.2 | 383.5 | 39.031 | 177.4 | 213.4 | ||
412.8 | 43.4 | 40.5 | 410.6 | 38.771 | 189.1 | 233.4 | ||
389.3 | 51.5 | 44.2 | 386.8 | 36.920 | 220.5 | 249.2 | ||
459.5 | 40.0 | 46.3 | 458.0 | 39.513 | 210.2 | 291.1 | ||
258.0 | 38.1 | 40.6 | 257.9 | 36.743 | 32.1 | 90.2 | ||
484.1 | 27.9 | 40.0 | 483.4 | 26.296 | 288.1 | 326.7 | ||
376.9 | 16.4 | 20.4 | 376.8 | 16.088 | 96.0 | 226.6 | ||
431.0 | 50.5 | 48.2 | 478.8 | 34.557 | 264.4 | 297.5 | ||
461.5 | 35.1 | 40.6 | 460.1 | 30.786 | 181.1 | 265.3 | ||
483.0 | 47.1 | 46.8 | 432.1 | 43.714 | 286.2 | 320.7 | ||
500.1 | 33.4 | 37.0 | 499.7 | 30.486 | 11.9 | 280.1 | ||
1800*F/40 ks i | 436.7 | 40.2 | 44.1 | 436.2 | 39.818 | 294.6 | 318.9 | |
qsrc | 390.8 | 50.1 | 42.8 | 390.3 | 41.817 | 250.9 | 276.2 | |
336.9 | 52.7 | 43.1 | 335.2 | 46.697 | 226.5 | 240.9 | ||
19G0*F/25.0 | ks i | 237.8 | 55.9 | 45.7 | 237.4 | 53.854 | 33.0 | 113.5 |
1oJ8°C | 295.7 | 57.4 | 49.1 | 295.6 | 46.592 | 123.7 | 170.9 | |
2000*F/18.0 | ks i | 192.7 | 31.5 | 26.6 | 191.6 | 27.733 | 56.3 | 88.6 |
WC | 166.5 | 41.4 | 25.3 | 166.5 | 34.102 | 46.2 | 72.7 | |
173.3 | 36.6 | 27.0 | 171.4 | 31.481 | 24.0 | 66.1 | ||
2050*F/15.0 | ks i | 219.6 | 40.1 | 40.4 | 218.6 | 37.871 | 13.2 | 56.8 |
4fM*G | 122.3 | 28.2 | 47.9 | 120.6 | 26.614 | 37.0 | 63.7 | |
118.4 | 33.2 | 60.0 | 116.9 | 29.986 | 36.7 | 56.5 | ||
179.7 | 44.1 | 43.1 | 179.1 | 39.188 | 8.4 | 75.3 | ||
74.9 | 44.2 | 48.6 | 74.6 | 34.800 | 6.8 | 14.5 | ||
163.3 | 48.6 | 49.7 | 167.0 | 43.171 | 36.9 | 77.1 | ||
104.8 | 17.0 | 27.2 | 102.8 | 1.626 | 66.1 | - | ||
155.9 | 46.3 | 49.8 | 155.2 | 38.388 | 64.4 | 81.9 | ||
90.6 | 15.1 | 21.4 | 87.1 | 1.046 | 75.5 | - | ||
120.5 | 46.3 | 55.8 | 118.7 | 35.143 | 10.3 | 27.7 | ||
150.7 | 39.8 | 49.7 | 150.1 | 33.903 | 21.4 | 60.9 | ||
149.5 | 33.2 | 46.2 | 148.9 | 23.166 | 73.3 | 88.3 | ||
142.9 | 42.0 | 47.5 | 142.5 | 41.524 | 54.9 | 70.5 | ||
2050*F/15.0 | ks i | 163.0 | 52.5 | 49.2 | 161.9 | 46.146 | 20.5 | 76.9 |
151.1 | 66.4 | 45.6 | 150.7 | 59.115 | 52.7 | 75.5 | ||
131.8 | 57.3 | 44.4 | 131.5 | 48.310 | 26.3 | 57.1 | ||
♦ | 156.0 | 54.4 | 41.0 | 155.9 | 45.502 | 55.5 | 78.3 | |
« | 133.7 | 57.2 | 56.0 | 132.7 | 41.753 | 67.5 | 80.7 | |
< | 135.1 | 59.7 | 52-3 | 134.3 | 46.317 | 54.9 | 71.5 | |
151.1 | 66.4 | 45.6 | 150.7 | 59.115 | 52.7 | 75.5 | ||
131.8 | 57.3 | 44.4 | 131.5 | 48.310 | 26.3 | 57.1 | ||
2100*F/15.0 | ksi | 69.7 | 54.2 | 48.1 | 69.4 | 47.674 | 25.3 | 36.3 |
* As - podmínky rozpouštění
-14CZ 290913 B6
U CMSX 10-A a 10B bylo dosaženo jen 97 až 98% gamma primárního rozpuštění /viz Tabulka
4/, což nepostačilo k optimalizaci mechanických vlastností a mikrostrukturální homogenity.
Dosažení vyšší rozpustnosti gamma primárních fází společně se zlepšením mikrostrukturální stability při teplotě nad 1038 °C (1900 °F) se tudíž stalo zcela prioritním.
Abychom potvrdili předpokládané složení TCP fází u těchto slitin, provedli jsme v rastrovacím elektronovém mikroskopu vlnově disperzní rentgenovou mikroanalýzu testovací tyče obsahující jehlice a srovnali ji s gamma slitinami a gamma primárními kompozicemi. Výsledky /uvedené io v Tabulce 7/potvrzují, že jehlice byly bohaté na Cr, W a Re.
Vysvětlivky k Tab. 7 a 16
CPS označuje intenzitu rentgenového záření v pulzech za sekundu.
Výraz „ALK“ označuje prvek hliník a skutečnost, že dopadající rentgenové fotony interagují s elektrony slupky k atomu hliníku.
Záhlaví K, Z, A, F za prvkem (ELEM) označuje pásy vlnové délky.
Převrácená sekce v Tabulce 7 označuje skutečnost, že vlnově disperzní rentgenová mikroanalýza v rastrovacím elektronovém mikroskopu se prováděla na rovinném povrchu vytvořeném příčným přeříznutím vzorku slitiny.
Tabulka 7
CMSX-10B mikrochemické analýzy
- Odlitá testovací tyč (VF 831)
- Převrácená sekce. Umístění tyče na dně.
- Roztaveno na 1352 °C (2465 °F)
- Zrání: 1080 (1975 °F) /19,5 hod/ AC
870(1600 °F)/20,0 hod/AC
760 (1400 °F)/24,0 hod/AC
-15CZ 290913 B6
Gamma fáze | Gamma orim.fáze | Jehlicová | složka | |||||
ELEM K Z | A | F | ELEM | K z | A F | ELEM | K z | A F |
Al 0.0101 1.090 | 0.324 | 1.000 | ALK | 0.0145 1.084 | 0.322 1.000 | ALK | 0.0116 1.107 | 0.347 1.000 |
TI 0.0069 1.007 | 0.930 | 1.051 | TIK | 0.0084 1.002 | 0.934 1.052 | TIK | 0.0077 1.026 | 0.908 1.039 |
Cr 0.042B 1.008 | 0.963 | 1.108 | CRK | 0.0250 1.002 | 0.965 1.117 | CRK | 0.0390 1.028 | 0.949 1-083 |
Co 0.0970 0.994 | 0.984 | 1.018 | COK | 0.0761 0.988 | 0.987 1.022 | COK | 0.0755 1.016 | 0.977 1.025 |
N: 0.6391 1.033 | 0.988 | 1.010 | MIX | 0.7270 1.026 | 0.991 1.005 | MIK | 0.6143 1.056 | 0.983 1.024 |
Ta 0.0485 0.794 | 1.020 | 1.000 | TAL | 0.0697 0.788 | 1.024 4.000 | TAL | 0.0389 0.814 | 1.018 1.000 |
WL 0.0329 0.788 | 0.963 | 1.000 | V L | 0.0311 0.783 | 0.962 1.000 | U L | 0.0682 0.808 | 0.968 1.000 |
Re 0.0422 0.785 | 0.968 | 1.000 | REL | 0.0085 0.779 | 0.966 1.000 | REL | 0.1083 0.805 | 0.973 1.000 |
hmotn.% | hmotn.% | hmotn.% | ||||||
ELEJI CPS | ELEM | ELEM | CPS | ELEM | ELEM | CPS | ELEM | |
Al K 12.1800 | 2.87 | aC,k | 17.9400 | 4.19 | AL K | 11.9900 | 3.02 | |
Ti K 5.5200 | 0.71 | Tt K | 6.8400 | 0.86 | TI K | 5.2500 | 0.79 | |
Cr K 27.6400 | 3.98 | CR K | 16.4500 | 2.31 | CR K | 21.5800 | 3.69 | |
Co K 40.6800 | 9.74 | CO K | 32.5400 | 7.64 | CO K | 27.1700 | 7.42 | |
Ni 4 253.1300 | 66.84 | Ml K | 272.3800 | 71.11 | MI K | 193.7500 | 57.84 | |
Ta L 6.5667 | 5.99 | TA l | 9.6329 | 8.64 | TA L | 4.5259 | 4.70 | |
W l 4.0775 | 4.33 | V L | 3.9375 | 4.13 | W L | 7.2620 | 8.71 | |
Ret 4.6000 | 5.56 | RE L | 0.9500 | 1.13 | RE L | 10.1300 | 13.82 | |
TOTAL | 100.00 | TOTAL | 100.00 | TOTAL | 100.00 |
Čísla NV3b byla vypočtena pro CMSX-10C jako l,90aproCMSX-10D 1,95. Re bylo ponecháno na 5 % zatímco W byl pro zlepšení stability u těchto vzorků snížen. Obsah Ta ve slitině byl zvýšen, protože se nepodílel na tvoření TCP a poměr Ta/W se účinně zlepšit a přispěl 5 k odlévatelnosti slitiny. U vzorků -10C byl snížen obsah chrómu a u vzorků - 10D byl naopak zvýšen na 4 %, aby byla možnost učit vhodnou hladinu Cr z hlediska teplotní koroze. Co byl snížen u obou vzorků, významně u vzorku -10D a hladina Al + Ti byla také snížena pro lepší dosažení celkového gamma primárního roztoku. Výsledky pevnosti při tečení u daných dvou vzorků jsou popsány v Tabulce 8 a 9.1 když vzorky - 10D slitiny byly měřeny na plnou gamma io primární rozpustnost /v kontrastu k 99 až 99,5 % u CMSX -10C/, větší obsah Cr ve slitině, který vedl k nižší hladině Al + Ti, ovlivnil vlastnosti méně než bylo docíleno u CMSX - 10C. Oba materiály však vykázaly vyšší stabilitu slitiny a lepší tepelné vlastnosti, takže pokusy vyrovnat nízkou a vysokou reakci při tečení u slitiny byly úspěšné.
-16CZ 290913 B6
Tabulka 8
CMSX -1OC pevnost při tečení
Sfá fcdoSá^E , vh % I o/ iCjmzcňE ✓ 4 Ktf0
1800*7/36.0 ksi WCr | 556.1 636.6 609.2 635.7 612.8 |
1850*F/36.0 ksi 4<MO*C | 252.2 298.1 231.1 |
1922*F/20.3 ksi 405Ot> | 492.4 529.8 637.5 |
2000*F/18.0 ksi 4oq3Ό | 258.8 293.1 221.9 266.1 |
2050*F/15.0 k*i | 196.6 170.4 193.2 247.3 |
31.4 | 30.5 | 555.2 |
43.9 | 37.5 | 636.4 |
23.3 | 34.7 | 607.6 |
44.9 | 45.6 | 635.3 |
43.5 | 38.8 | 611.9 |
30.2 | 37.8 | 252.0 |
41.3 | 39.0 | 297.6 |
33.6 | 39.5 | 230.2 |
52.5 | 52.4 | 491-6 |
38.6 | 45.5 | 528.9 |
48.9 | 43.3 | 635.2 |
35.0 | 41.5 | 258.7 |
49.2 | 44.1 | 292.1 |
43.0 | 48.5 | 220.9 |
35.1 | 44.0 | 264.6 |
39.7 | 40.3 | 194.1 |
30.1 | 46.3 | 169.2 |
38.1 | 42.9 | 191.9 |
33.1 | 40.5 | 246.0 |
26.615 | 316.1 | 376.3 |
38.460 | 416.6 | 455.4 |
19.074 | 410.6 | 460.6 |
34.991 | 407.3 | 443.4 |
41.951 | 409.8 | 438.7 |
22.033 | 61.1 | 166.3 |
37.953 | 170.3 | 194.8 |
29.689 | 127.8 | 146.0 |
48.922 | 176.5 | 251.7 |
33.353 | 269.6 | 306.2 |
45.804 | 189.5 | 318.3 |
32.444 | 74.2 | 1Z7.5 |
42.079 | 145.6 | 170.9 |
33.507 | 55.6 | 1Z3.3 |
33.759 | 113.6 | 143.6 |
27.755 | 26.0 | 134.8 |
25.624 | 11.1 | 51.4 |
32.288 | 46.5 | 76.5 |
26.494 | 122.0 | 150.8 |
Tabulka 9
CMSX -1QD pevnost při tečení
Test.podmínkj | Doba zátěže h | % prodl | % ,RA | Konečné hodnoty tečení i h I | %def orm. | Čas v h k dosazení | ||
1% I | 2% | |||||||
ksi | 428.0 | 26.7 | 29.3 | 426.3 | 24.166 | --------μ-- 189.2 | 248.3 | |
1850*F/36.0 | ksi | 141.0 | 23.1 | 26.3 | 140.1 | 20.660 | 57.8 | 79.7 |
l 010C | 140.7 | 14.7 | 26.1 | 140.2 | 13.74’1 | 56.2 | 77.6 | |
166.0 | 17.5 | 28.9 | 165.0 | 15.640 | 76.5 | 100.1 | ||
1922*F/20.3 | ksi | 519.9 | 23.8 | 24.9 | 518.9 | 22.508 | 202.0 | 345.6 |
!050*C | 667.0 | 17.6 | Z3.7 | 665.2 | 16.819 | 151.8 | 391.4 | |
680.3 | 14.9 | 28.2 | 678.9 | 14.476 | 340.2 | 500.3 | ||
2000*F/18.0 | ksi | 370.3 | 18.8 | 21.3 | 369.9 | 15.560 | 20.9 | 106.9 |
1093*C | 401.5 | 11.1 | 18.0 | 400.0 | 8.903 | 19.8 | 125.5 | |
366.6 | 17.5 | 25.8 | 366.6 | 8.049 | 223.9 | 306.1 | ||
2050*F/15.0 | ksf | 465.3 | 12.9 | 20.5 | 465.2 | 12.639 | 61.0 | 305.9 |
1 1 21* C | 338.8 | 9.8 | 24.8 | 337.7 | 9.468 | 30.8 | 204.4 |
-17CZ 290913 B6
Přijatelnost nízkého obsahu Cr byla potvrzena při extrémně agresivních krátkodobých hořákových testech na teplotní korozi uskutečněných při 900 °C, (1650 °F) 1 % hmotn. síry a 10/10 částic mořské soli. Diagramy 1 a 2 znázorňují výsledky testů uskutečněných na 117 a 144 h. u vzorků CMSX-10C a CMSX-10D. V obou případech vykázaly podobnost s typy materiálů MAR M 247, čímž potvrdily, že nízký obsah Cr je ve slitině namístě.
Na základě výše zmíněných výsledků byly navrženy, vyrobeny a zhodnoceny další série slitin CMSX - 10E, -10F, -10G, -10H -101 a 12A. Slitiny vykazovaly hladinu Re v rozsahu 4,8 až
6,3 % hmotn., hladinu Cr v rozsahu 2,2 až 3,0 % hmotn., Co 4,7 až 7,6 % hmotn. a zbytek byl vyrovnán tak, aby se zachovala odlévatelnost a zlepšila se rozpustnost a fázová stabilita. Číslo NV3b se pohybovalo mezi 1,81 až 1,89,
Jedna ze série, slitina CMSX-10F, obsahovala 0,02 % hmotn. a 0,2 % hmotn. B. Zkoumaly jsme tyto složky pro zlepšení výtěžnosti tavení a navíc mohly mít větší podíl na řízení monokrystalické orientace odlévaných částic. Depresanty teploty tání C a B však omezily reakci vzorku na homogenizaci. Vlastnosti CMSX -10F při tečení jsou popsány v Tabulace 10.
Tabulka 10
CMSX-10F pevnost při tečení
estové podm. | Z-útčž h | prodl. | %RA | KoSno^y tečení h I SŽlef orm. | £ai0 | sazení 2% | ||
1800*F/36.0 | ks i | 616.0 | 18.1 | 22.4 615.8 | 16.898 | 439.9 | 477.6 | |
980* C | 666.6 | 45.6 | 48.0 666.4 | 43.261 | 464.6 | 492.3 | ||
603.1 | 25.3 | 24.3 602.5 | 24.281 | 398.4 | 444.0 | |||
1850*F£36.0 | ks i | 243.9 | 19.6 | 28.2 243.0 | 18.045 | 129.1 | 160.9 | |
1C1 Cb C | 285.9 | 26.8 | 32.1 | 285.5 | 25.701 | 187.8 | 206.0 | |
258.6 | 19.2 | 29.1 | 258.3 | 18.175 | 168.3 | 189.5 | ||
1922T/20.3 | ks i | 499.5 | 40.0 | 41.í | 498.5 | 37.756 | 208.2 | 272.6 |
1050®C | 649.2 | 55.6 | 52.9 643.3 | 51.045 | 197.6 | 338.8 | ||
361.0 | 15.8 | 21.9 | 357.7 | 2,599 | 273.2 | 335.7 | ||
2000*F/18.0 | ksi | 235.4 | 39.6 | 51.7 | 235.4 | 37.881 | 100.8 | 133.2 |
!094*C | 276.1 | 43.7 | 52.8 274.4 | 36.762 | 115.1 | 155.9 | ||
290.0 | 36.7 | 47.3 289.1 | 33.304 | 125.3 | 162.1 | |||
2050*F/15.0 | ks | 255.4 | 28.7 | 36.6 255.0 | 27.426 | 67.4 | 131.0 | |
1 1 21* C | 255.1 | 33.4 | 43.1 | 254.9 | 31.378 | 46.2 | 102.2 | |
254.5 | 25.4 | 33.3 254.4 | 23.737 | 50.9 | 118.7 |
Výsledky pevnosti při tečení u vzorků CMSX - 10E, G, Η, I a CMSX - 12A jsou popsány v tabulkách 11, 12, 13, 14 a 15. Údaje vykazují obecné zlepšení meze pevnosti při tečení nad 1038 °C (1900 °F) a přitom velmi dobru pevnost při nižších teplotách.
-18CZ 290913 B6
Tabulka 11
CM3X - 1QE_____pevnost při tečení
Testové podm. | Zátěž v h | %prodl. | % RA | Konečn tečení h | é hodnot Sdeform, | $Cas v h l^do^gní | ||
180^*7/36.0 | ks i | 664.5 | 31.4 | 36.3 | 663.5 | 30.435 | 436.5 | 470.8 |
930* C | 604.4 | 35.1 | 36.7 | 603.3 | 33.371 | 253.7 1 | 355.9 | |
582.5 | 41.5 | 36.1 | 581.7 | 39.792 | 78.9 | 329.3 | ||
553.5 | 35.9 | 37.0 | 552.5 | 33.172 | 326.4 | 357.1 | ||
18S0*F/36.0 | ks i | 257.9 | 25.3 | 32.0 | 257.0 | 22.734 | 149.4 | 170.3 |
1010*C | 199.2 | 18.4 | 32.1 | 198.6 | 16.261 | 122.4 | 139.4 | |
260.5 | 33.6 | 33.4 | 259.7 | 31.315 | 159.9 | 174.0 | ||
1922*7/20.3 | ks i | 810.6 | 38.6 | 33.0 | 808.4 | 33.523 | 210.2 | 378.2 |
105C*C | 800.9 | 35.3 | 36.4 | 799.1 | 32.405 | 339.7 | 434.2 | |
859.9 | 39.0 | 35.4 | 859.6 | 37.036 | 364.6 | 465.2 | ||
2000*7/18.0 | ks i | 362.8 | 27.7 | 29.3 | 362.4 | 24.887 | 98.4 | 177.3 |
1094°C | 411.2 | 29.4 | 27.0 | 409.9 | 26.426 | 173.6 | 218.6 | |
369.7 | 15.3 | 28.2 | 368.8 | 12.941 | 170.3 | 221.9 | ||
379.7 | 26.4 | 26.1 | 379.2 | 27.656 | 177.9 | 206.6 | ||
205ÍTF/15.0 | ks i | 476.9 | 21.8 | 23.4 | 476.3 | 18.233 | 196.6 | 255.9 |
1 7 21° C | 418.4 | 27.5 | 24.7 | 417.5 | 25.854 | 180.0 | 227.3 | |
397.7 | 19.0 | 23.8 | 396.8 | 17.522 | 112.6 | 198.2 |
-19CZ 290913 B6
Tabulka 12
CM5X -I0G pevnost při tečení
Testové podm
17D0*F/55.0 ksi
927%
1850*F/36.0 ksi
1010°C
1922*F/20.3 ksi
1050%
WF/23.1 ksi
1080%
1800*F/36.0 ksi
980 C
Zátěž | íprodl. | %RA | íonečné hodnoty | Oas v h | |
v h | tečení | žení .« | |||
h | %d°form. | 1% | |||
671.8 | 19.6 | 2S.6 | 670.5 | 14.775 | 447.2 |
693.6 | 26.0 | 24.2 | 691.7 | 21.750 | 441.2 |
724.9 | 23.3 | 29.7 | 723.2 | 19.913 | 464.8 |
582.5 | 18.6 | 20.1 | 581.1 | 15.200 | 77.0 |
681.2 | 20.9 | 24.1 | 679.2 | 19.115 | 56.4 |
538.4 | 21.6 | 17.5 | 538.3 | 17.857 | 242.1 |
523.0 | 17.7 | 21.8 | 522.4 | 14.157 | 235.3 |
569.7 | 17.5 | 19.8 | 568.5 | 15.035 | 287.0 |
775.2 | 29.6 | 29.3 | 773.8 | 28.826 | 315.0 |
719.7 | 29.5 | 28.5 | 717.8 | 27.266 | 321.2 |
741.6 | 28.0 | 25.9 | 740.3 | 24.870 | 284.5 |
682.8 | 45.6 | 34.7 | 681.1 | 39.289 | 409.1 |
764.0 | Z3.2 | 33.7 | 764.0 | 22.884 | 543.6 |
790.4 | 41.4 | 35.6 | 789.4 | 38.172 | 511.6 |
799.1 | 27.0 | 32.3 | 797.4 | 25.737 | 529.8 |
354.4 | 19.3 | 30.2 | 351.9 |
344.5 | 28.5 | 31.9 | 344.3 |
315.4 | 23.7 | 30.7 | 315.1 |
753.4 | 31.7 | 34.8 | 753.2 |
728.0 | 31.5 | 33.5 | 727.1 |
731.6 | 34.3 | 38.8 | 730.5 |
2000T/18.0 ksi
1094%
2O12T/14.5 ksi
100°C
2D50-F/15.0 ksi 1121 °C
2100T/12.0 ksi
149%
21OO-F/12.5 ksi
1149%
95.4 | 29.3 | 29.4 | 94.9 |
95.7 | 26.7 | 27.2 | 94.7 |
104.6 | 30.4 | 33.2 | 104.4 |
100.8 | 25.6 | 35.1 | 98.9 |
95.8 | 25.9 | 28.9 | 93.6 |
110.0 | 29.3 | 30.3 | 108.0 |
108.2 | |||
104.8 | |||
104.3 | |||
464.4 | 23.1 | 21.3 | 463.6 |
411.9 | 18.3 | 23.0 | 410.4 |
370.9 | 27.0 | 38.7 | 369.8 |
790.2 | 31.2 | 34.9 | 788.7 |
671.4 | 23.6 | 25.7 | 670.3 |
512.1 | 22.6 | 28.1 | 510.4 |
651.7 | 27.4 | 39.7 | 651.3 |
754.6 | 29.7 | 25.4 | 753.1 |
908.3 | 17.7 | 18.3 | • |
758.9 | 30.8 | 26.5 | 758.7 |
740.0 | 19.8 | 20.5 | 739.5 |
671.5 | 26.4 | 23.8 | 669.3 |
410.8 | 22.9 | 27.4 | 410.0 |
283.5 | 18.0 | 31.2 | 283.5 |
320.0 | 16.8 | 17.4 | 318.3 |
389.7 | 22.0 | 22.1 | 389.7 |
331.4 | 27.0 | 24.1 | 381.1 |
254.4 | 12.7 | 30.4 | 252.9 |
419.8 | 20.5 | 26.0 | 419.8 |
331.4 | 16.9 | 21.7 | 331.1 |
367.7 | 19.2 | 23.2 | 366.5 |
387.3 | 16.8 | 17.2 | 386.5 |
383.1 | 34.1 | 32.4 | 381.6 |
k dosa2% 508J
493.4
520.4
356.7
314.8 308.7 308.0
354.9
539.9
486.4
464.2
452.4 586.6
565.3 579.1
16.000 | 246.7 | 271.4 |
26.174 | 220.8 | 241.9 |
23.571 | 183.4 | 205.6 |
27.914 | 352.3 | 462.1 |
28.362 | 281.1 | 422.1 |
30.770 | 339.3 | 437.3 |
22.842 | 41.5 | 50.9 |
20.130 | 45.8 | 54.7 |
27.517 | 41.8 | 54.4 |
21.577 | 49.2 | 58.1 |
19.748 | 41.1 | 51.4 |
22.669 | 48.5 43.8 45.8 48.6 | 60.1 |
18.190 | 257.7 | 293.5 |
16.347 | 103.5 | 227.6 |
25.326 | 7.6 | 47.3 |
24.939 | 299.9 | 406.0 |
13.397 | 303.3 | 396.3 |
21.094 | 192.5 | 277.7 |
16.328 | 315.7 | 434.7 |
24.032 | 193.8 | 388.7 |
24.090 | 388.7 | 438.2 |
16.962 | 316.5 | 426.7 |
15.578 | 359.8 | 412.4 |
18.655 | 226.5 | 272.2 |
15.303 | 156.4 | 19.1.2 |
12.979 | 156.4 | 191.2 |
18.488 | 29.9 | 189.1 |
24.758 | 69.5 | 197.9 |
8.984 | 108.4 | 185.5 |
18.917 | 201.1 | 274.3 |
15.069 | 25.2 | 83.2 |
17.530 | 76.2 | 177.4 |
12.742 | 236.9 | 282.0 |
32.135 | 10.5 | 164.3 |
-20CZ 290913 B6
Tabulka 13
CďMSX - 1 OH pevnost při tečení
Těstová- pcJm/nlu | Zatóz h | % pradtaiX | {onecné hodnot hie3ef^de/ornt. | , C^yhdirue}} E aosážsM 4%l 1°/* | |||
563.4 | 23.2 | 27.2 | 563.2 | 22.669 | 318.5 | 366.2 | |
553.1 | 24.5 | 23.0 | 552.7 | 21.324 | 373.1 | 402.8 | |
526.9 | 20.7 | 27.3 | 526.4 | 19.715 | 358.2 | 390.7 | |
594.5 | 35.1 | 41.4 | 594.4 | 32.090 | 328.8 | 372.8 | |
1850*F/J6.0 ksi | 242.9 | 24.3 | 20.1 | 242.2 | 20.686 | 107.3 | 155.6 |
1010°C | 221.9 | 17.0 | 21.0 | 221.0 | 14.888 | 115.9 | 150.4 |
1922*F/20.3 kst | 223.4 | 21.3 | 21.0 | 221.7 | 19.196 | 128.4 | 144.7 |
520.6 | 26.1 | 29.3 | 520.4 | 23.183 | 234.3 | 319.1 | |
1O5O°C | 470.4 | 26.3 | 21.2 | 469.2 | 19.333 | 176.1 | 253.2 |
574.7 | 16.8 | 23.0 | 573.0 | 14.411 | 282.1 | 373.0 | |
2000*F/18.0 ksi | 434.0 | 21.5 | 18.7 | 432.1 | 20.234 | 103.5 | 233.1 |
1094°C | 437.3 | 27.1 | 33.8 | 437.3 | 26.306 | 182.6 | 240.8 |
430.7 | 24.6 | 20.4 | 430.7 | 23.244 | 68.8 | 192.1 | |
430.1 | 21.1 | 19.3 | 428.9 | 19.050 | 73.7 | 213.8 | |
2050*F/15.0 ksi | 366.1 | 16.3 | 12.0 | 365.5 | 11.326 | 239.8 | 273.3 |
1121°C | 334.0 | 17.4 | 16.0 | 382.3 | 12.055 | 168.2 | 242.9 |
420.2 | I2.2 | 13.3- | 418.6 | 10.017 | 127.3 | 273.2 | |
T | a b u 1 | k a | 1 4 | ||||
í | M S | ϊ -io | I 0 | e v n | o a t o | ř i | teče |
n í
U | gcwo ncanOt h | ča$ V > k . 1’/ | izení 2'/' | ||||
1800*7/36.0 ksi | 565.1 | 35.2 | 32.0 | 564.8 | 29.774 | 297.0 | 368.9 |
980 C | 581.9 | 32.4 | 29.3 | 580.2 | 28.689 | 371.9 | 402.5 |
514.1 | 24.1 | 30.2 | 514.1 | 21.207 | 318.3 | 358.2 | |
260.5 | 25.0 | 24.8 | 259.3 | 23.255 | 156.7 | 175.3 | |
1010 c | 247.5 | 22.4 | 29.1 | 245.7 | 17.730 | 131.9 | 169.0 |
246.1 | 23.7 | 29.0 | 246.1 | 20.277 | 137.6 | 156.7 | |
1922/20.3 | 916.3 | 24.9 | 30.3 | 914.8 | 22.445 | 472.9 | 549.3 |
1050 c | 934.8 | 32.2 | 33.0 | 934.8 | 30.165 | 353.7 | 475.2 |
863.6 | 27.8 | 28.5 | 862.9. | 27.057 | 295.6 | 442.5 | |
1976/28.1 | 116.1 | 19.5 | 20.1 | 116.1 | 19.155 | 57.4 | 70.1 |
1080°C | 65.6 | 22.9 | 20.6 | 64.2 | 21.368 | 17.8 | 26.4 |
91.6 | 23.2 | 25.3 | 90.4 | 15.544 | 37.6 | 49.7 | |
2000/18.0 | 430.1 | 22.7 | 25.7 | 429.2 | 18.449 | 58.9 | 193.0 |
1O94°C | 483.8 | 19.a | 25.1 | 483.8 | 17.860 | 102.4 | 245.4 |
2050/15.0 | 397.7 | 17.9 | 30.0 | 397.3 | 13.264 | 239.8 | 292.9 |
1121 C | 487.7 | 21.4 | 21.9 | 487.1 | 18.854 | 248.2 | 318.4 |
468.3 | 18.4 | 25.5 | 467.9 | 15.800 | 194.1 | 300.1 | |
2100/12.0 | 501.3 | 10.1 | 15.9 | 498.7 0.615 | • | • | |
1149 C | 401.3 | 16.8 | 26.3 | 399.7 15.429 | 6.6 | 25.5 | |
210.6 | 11.5 | 12.7 | 210.3 | 0.373 | - | - |
Tabulka 15
CMSX - 12A__pevnost při tečení
Testové. , , podmínky | Zjtěž | % prodl. | % BA | Koj&ečijé hodnoty tecenx. h Kdelar°>«— | Čas v | h k dosažení 2% ...... | |
*1800*F/36.0 ksi | 491.9 | 40.2 | 41.6 | 491.8 | 38.605 | 254.0 | 293.7 |
990°C | 420.4 | 23.5 | 31.9 | 420.3 | 19.299 | 234.9 | 277.9 |
383.4 | 25.3 | 26.2 | 382.9 | 22.920 | 198.1 | 244.3 | |
456.2 | 24.1 | 26.1 | 454.5 | 22.582 | 89.9 | 265.5 | |
458.0 | 30.7 | 32.7 | 457.1 | 26.155 | 253.2 | 292.3 | |
386.8 | 30.1 | 30.4 | 386.3 | 27.031 | 172.7 | 216.9 | |
403.7 | 34.5 | 28.8 | 402.7 | 31.033 | 140.2 | 204.9 | |
398.7 | 21.6 | Z3.5 | 398.4 | 20.277 | 181.1 | 236.1 | |
1850/36.0 | 208.5 | 32.1 | 40.5 | 208.3 | 31.248 | 100.8 | 119.6 |
1010 C | 189.5 | 21.2 | 25.2 | 189.4 | 20.461 | 99.1 | 116.3 |
1922/20.3 | 829.6 | 46.5 | 45.3 | 828.8 | 44.488 | 315.8 | 400.7 |
1050 C | 797.0 | 33.5 | 32.5 | 796.9 | 32.856 | 315.3 | 400.5 |
2000/18.0 | 500.3 | 31.7 | 29.6 | 499.2 | 24.922 | 218.4 | 268.5 |
1094 C | 227.6 | 36.5 | 41.2 | 227.1 | 26.825 | 90.6 | 113.9 |
430.4 | 18.5 | 23.3 | 430.4 | 18.180 | 181.0 | 234.1 | |
424.8 | 17.0 | 27.5 | 423 .3 | 15.832 | 263.5 | 301.2 | |
1121 C | 366.1 | 26.2 | 42.8 | 365.5 | 20.399 | 146.6 | 197.8 |
400.8 | 18.2 | 25.4 | 400.7 | 16.910 | 184.6 | 251.3 | |
2100 £12.0 1149 C | 255.4 | 25.8 | 45.8 | 253.6 | 22.920 | 64.1 | 125.8 |
483.9 | 10.1 | 19.3 | 482.7 | 8.602 | 378.6 | 421.9 | |
325.1 | 7.1 | 16.6 | 324.7 | 4.315 | 268.8 | 302.5 |
Zkoumali jsme různé působení gamma primárního zrání s vývojovou aktivitou soustředěnou na dosažení optimální velikosti částic gamma primární fáze a rozložení prohřívání na delší dobu až 5 na teplotu 1079 °C (1975 °F) (viz Tabulka 4), protože vyšší teplotní stárnutí urychlovalo tvoření
TCP fází během stárnoucího cyklu. Prohřívací doba 10 až 21 hodin při teplotě 1079 °C (1975 °F) byla vhodná, protože se utvořily částice gamma primární fáze o rozměrech 0,5 pm. Ukázalo se však, že kratší doba stárnutí gamma primární fáze při vyšší teplotě může být praktičtější, protože byly zjištěny stabilnější mikrostruktury.
Mikrochemické analýzy jehlicových částic na SEM WDX byly provedena na dodaných vzorcích CMSX-10G. Vzorek testovaný při 1080 °C (1976 °F)/281 ksi obsahoval ve své mikrostruktuře jehlice. Výsledky analýzy jsou popsány v Tabulce 16 a opět naznačují, že jehlice utvořené v této jakostní třídě materiálu jsou zejména bohaté na Re, jsou však také obohaceny Cr a W.
-22CZ 290913 B6
Tabulka 16
CMSX-10G
1080 °C, 1976 °F/28.1 ksi 104,6 h.
ELEM | K | Z | A | F |
CrK | 0,0426 | 1,105 | 0,793 | 1,049 |
CoK | 0,0584 | 1,094 | 0,888 | 1,086 |
NiK | 0,1740 | 1,140 | 0,910 | 1,116 |
WL | 0,2107 | 0,941 | 0,972 | 1,000 |
ReL | 0,4767 | 0,941 | 0,979 | 1,000 |
Chemické složení jehlic | ||||
ELEM | CPS | hmotn. % ELEM | ||
CrK | 113,7000 | 4,63 | ||
CoK | 112,1100 | 5,54 | ||
NiK | 305,1425 | 15,02 | ||
WL | 134,8988 | 23,03 | ||
ReL | 276,4000 | 51.76 | ||
100,00 |
U testovací tyče CMSX - 10G byl proveden standardní test na odolnost proti rekrystalizací. Testovací metoda a výsledky jsou popsány v Tabulce 17. Výsledky ukazují, že vzorky CMSX - 10G mají podobnou hladinu odolnosti při odlévání, homogenizaci rekrystalizací při procesu spojování jako slitina CMSX - 4.
Tabulka 17
Metoda: Kontrolovaná hladina namáhání v tlaku je hodnocena na celém povrchu testovací tyče v odlitém stavu. Pak je tyč homogenizována. Po homogenizaci je tyč rozdělena a opačná strana je zkoumána metalograficky. Je změřena hloubka rekrystalizace.
Hodnotové standarty:
Slitina Hloubka rekrystalizace Odolnost vůči rekrystalizací __________________________________________________________předpokládaná u listových odlitků CMSX - 4 0,004 velmi dobrá
SX 792 celá tyč velmi dobrá
CMSX-10G 0,004 velmi dobrá
Byly definovány a zhodnoceny kompozice CMSX-10Ga až -101a, -12B, -12C, -10J, — lORi a —12Ri. U vzorků CMSX -10J nevznikla žádná vlastnost pevnosti při tečení, ačkoli jsme vyrobili testovací tyče a homogenizovali je. U kompozice -10J se objevil vměstek C a B, který má pozitivní vliv na monokrystalické utváření testovacího vzorku. Navíc nižší hladiny C a B než byly vyhodnoceny u vzorků CMSX-10F, zejména nižší hladina B, umožňovaly snadnější homogenizaci. Bylo dosaženo 98 až 99 % homogenizace na rozdíl od průměrných 95 % typických pro kompozici CMSX-10F.
Slitiny CMSX -lOGa a -101a byly projektovány s číslem N 1,0. Tyto vzorky obsahují
2,5 hmotnostních % Cr, 3,3 až 4,0 % hmotn. Co; 5,6 až 6,0 % hmotn. Re, vyšší poměr Ta/W, snížené Nb a snížený obsah Al + Ti. Toto snížení hladiny No + Al + Ti zlepšilo rozpustnost
-23CZ 290913 B6 materiálů (viz Tabulka 4) a navíc napomohlo k dosažení zvýšené stability slitiny. Oba vzorky vykázaly téměř plnou homogenizaci.
Snížené číslo NV3b dále prokázalo účinnost při zlepšení pevnosti při tečení u teploty vyšší než 5 1038 °C (1900 °F) při zachování extrémně dobré pevnosti při tečení i za nižších teplot. Výsledky testů CMSX - lOGa u vzorků vyrobených při zdokonalených kontrolách licího procesu prokázaly 700 a více hodin životnosti se 475 hodinami potřebnými k tečení do 1,0% při 980 °C (1800 °F)/36,0 ksi. Při teplotní expozici vykazoval vzorek vyšší průměrnou životnost asi 500 hod. při 1121 °C (2050 °F)/15,0 ksi a průměrně 1% deformace při tečení, která se projevila 10 po 250 hodinách, jak naznačují výsledky popsané v Tabulce 18.
-24CZ 290913 B6
Tabulka 18
CMSX -1OGa i | jevnost při | tečení | |||||
&&2 h | ^|>toc|lou2. | /fa* | Konexe o tečen h | IÍCÍ3/& I ^e/e/orpj. | ¢35, ν' k aoí | *aie»r £% | |
Í800’F/36.0 ksi | 500.7 | 19.9 | 25.2 | 499.7 | ' 19.541 | 316.5 | 360.1 |
982°C | 534.2 | 29.1 | 25.4 | 583.9 | 26.395 | 370.0 | 401.8 |
505.1 | 22.6 | 29.8 | 503.7 | 18.212 | 307.4 | 347.3 | |
730.9 | 42.0 | 42.8 | 730.7 | 40.216 | 477.6 | 516.1 | |
1850/36.0 | 460.6 428.5 | ||||||
184.5 | 41.0 | 33.9 | 183.2 | 37.154 | 82.3 | 94.5 | |
1010°C | 291.5 | 27.3 | 29.9 | 290.2 | 19.323 | 191.6 | 207.8 |
279.5 | 33.9 | 32.5 | 278.1 | ,29.054 | 155.3 | 180.5 | |
323.9 | 30.9 | 36.6 | 322.9 | 29.218 | 194.1 | 217.1 | |
326.5* | 8.9 | 12.6 | - | - | • | - | |
295.2+ | 33.3 | 33.5 | - | - | - | - | |
174.1 162.3 | |||||||
300.1+ | 22.8 | 22.4 | ♦ | • | ♦ | ||
1976/28.1 | 88.6 | 34.9 | 33.9 | 88.6 | 25.502 | 39.7 | 43.9 |
1080°C | 100.1 | 28.2 | 29.2 | 98.3 | 19.706 | 53.9 | 61.3 |
107.9 | 28.8 | 31.4 | 107.0 | 23.657 | 51.1 | 62.1 | |
87.1 | 27.0 | 33.8 | 87.1 | 24.177 | 39.2 | 48.5 | |
52.8 | 23.3 | 27.7 | 81.0 | 17.301 | 20.6 | 38.0 | |
88.2 | 31.2 | 35.2 | 86.4 | 24.463 | 33.6 | 44.4 | |
83.7 | 34.0 | 34.3 | 83.4 | 29.718 | 36.3 | 45.1 | |
114.1 | 24.3 | 26.3 | 113.0 | 20.544 | 62.1 | 73.2 | |
122.3 | 18.3 | 21.3 | 120.7 | 15.740 | 76.5 | 86.0 | |
117.7 | 23.2 | 25.6 | 117.5 | 22.284 | 78.0 | 85.3 | |
Testy přerušeny | 40.2 | 1.036 | 39.9 | ||||
43.4 | 1.187 | 42.3 | |||||
99.3+ | 60.1 | 38.8 | - | - | - | ||
127.9 | 41.5 | 34.5 | 127.5 | 37.493 | 51.2 | 62.6 | |
96.8 | 22.9 | 27.9 | 96.5 | 20.124 | 45.9 | 54.4 | |
118.9 | 31.3 | 27.1 | 118.0 | 24.603 | 49.5 | 61.3 | |
111.1 | 25.0 | 22.8 | Π0.2 | 21.521 | 46.4 | 58.0 | |
96.6* | 24.1 | 22.9 | - | - | • | ||
120.5+ | 25.8 | 29.4 | - | - | - | ||
1976/18.85 | 113.0* | 27.6 | 20.5 | w | - | - | |
Teety | přerušeny | 261.5 | 1.015 | 260.3 | |||
1080°C | 207.2 | 1.017 | 204.6 | ||||
592.1 | 25.8 | 22.4 | 590.4 | 23.596 | 210.1 | 305.9 | |
570.7 | 27.2 | 26.9 | 570.7 | 26.289 | 293.3 | 332.6 | |
535.5 | 19.3 | 23.9 | 535.2 | 17.513 | 308.2 | 344.2 | |
2050/15.0 | 240.5 307.6 | ||||||
536.8 | 28.5 | 27.5 | 535.6 | 20.662 | 232.3 | 321.3 | |
11 21°C | 497.0 | 23.7 | 23.9 | 496.2 | 17.600 | 260.3 | 317.9 |
514.8 | 23.4 | 24.4 | 513.1 | 12.500 | 230.4 | 340.4 | |
454.1 | 16.6 | 35.2 | 453.7 | 15.476 | 263.2 | 317.1 | |
420.3+ | 33.7 | 33.2 | - | - | |||
Testy | přerušeny ' | Z39.1 189.6 | |||||
- | - | 280.3 | |||||
560.1+ | - | 22.9 | - | - | |||
2012/14.5 | 536.6+ | 7.3 | 8.1 | - | • | ||
1100°C | 424.6 | ||||||
2100/12.0 | 354.1 | 14.8 | 36.5 | 353.8 | 12.646 | 91-2 | 219.1 |
1149°C | 343.4+ | • | 27.2 | • | 9t.4 | ||
147.2 | |||||||
491.0* | - | 16.7 | • | • | • | - |
1700/50.0 *
927°C + zpracováno ze vzorku listu
-25CZ 290913 B6
Jednoprocentní pevnost při tečení je významná vlastnost. Omezení deformace při tečení na 1,0 až 2,0 % je velmi důležité při projektování součástí plynových turbin, protože užitnost komponentu je obecně měřena odolností proti tečení do průměrné úrovně 1 až 2 %, nikoli mezní silou při 5 narušení materiálu. Mnohé původní slitiny mohou vykazovat velmi atraktivní tuto sílu při narušení při teplotní hladině nad 1038 °C, (1900 °F), mají však nedostatek užitečné síly, tj. mez tečení do 2,0 %, které poskytuje tento vynález současně s daleko vyšší pevností v testech při teplotách pod 1038 °C (1900 °F).
ío Vzorky CMSX -Ia měly také značně zvýšenou pevnost při tečení při vysokých teplotních extrémech, ale nevyvinula se síla tak vysoká jako u CMSX -lOGa při testech v nižších teplotách, což naznačují výsledky v Tabulce 19.
Tabulka 19
CMSX -101a pevnost při tečení
1 Vw- | % pnjfeuž. | % tA | teš v | ||||
1800’F/36.0 ksi | 532.0 | 34.8 | 32.7 | 530.7 | 33.000 | 259.1 | 312.5 |
982 °C | 474,6 | 23.8 | 29.2 | 473.1 | 22.886 | 201.0 | 269.2 |
374.3 | 20.0 | 21.0 | 372.8 | 19.238 | 171.1 | 214.7 | |
1850/36.0 | 256.0 | 23.7 | 28.5 | 256.0 | 27.867 | 135.4 | 157.1 |
1010°C | 251.4 | 34.4 | 30.3 | 250.7 | 33.055 | 121.6 | 144.6 |
217.8 | 30.5 | 22.4 | 217.2 | 27.000 | 94.2 | 117.9 | |
1976/28,1 | 85.7 | 27.5 | 28.9 | 83.8 | 21.754 | 36.9 | 46.2 |
1080°C | 81.9 | 33.6 | 31.8 | 81.0 | 24.384 | 32.1 | 42.1 |
68.9 | 26.1 | 25.8 | 67.6 | 20.960 | 23.1 | 32.4 | |
2012/14.5 | 930.2 | 10.0 | 14.4 | 928.4 | 9.649 | 104.6 | 455.7 |
1100°C | 844.4 | 17.7 | 23.2 | 842.8 | 16.132 | 339.7 | 502.3 |
864.2 | 15.3 | 11.9 | 862.8 | 14.558 | 179.9 | 453.4 | |
2050/15.0 | 510.2 | 17.8 | 19.7 | 508.4 | 15.703 | 187.2 | 312.7 |
1121°C | 528.6 | 17.9 | 24.2 | 527.0 | 14.873 | 293.7 | 364.3 |
438.8 | 14.3 | 11.3 | 436.4 | 13.556 | 56.0 | 136.9 | |
2100/12.0 | 616.4 | 19.0 | 19.1 | 616.3 | 14.112 | 60.0 | 422.5 |
1149°C | 467.7 | 19.1 | 26.1 | 466.0 | 11.373 | 273.6 | 374.8 |
Podobně i slitina CMSX -12B s číslem Nv3b 1,80 a dodatkovým vyrovnaným chemickým složení, jak je uvedeno v Tabulce 1, prokázala značnou pevnost při tečení v testovacích podmínkách nad 1038 °C, (1900 °F) ale neprojevila se tak dobře jako CMSX -lOGa v testech při nižších teplotách, což dokládají výsledky popsané v Tabulce 20
-26CZ 290913 B6
Tabulka 20
CMSX -12B_____pevnost při tečení
Bo/dh?pcdwnkt/ | h | % prcc/fauí | c/ fc | te&ear ' | 17* I Z7 . | ||
i * ------*4 1976*FZ28.1 ksi 1080°C | 91.7 | 15.3 | 17.2 | 91.2 | 14.070 | 43.9 | 56.2 |
72.6 | 19.4 | 23.2 | 72.6 | 17.396 | 27.4 | 36.8 | |
14.1 | 5.0 | 1.3 | 12.7 | 2.300 | Ů-6 | 11.9 | |
98.1 | 16.9 | 17.6 | 96.4 | 13.670 | 17.8 | 38.9 | |
108.2 | 25.2 | 24.1 | 108.0 | 22.794 | 43.8 | 58.7- | |
106.9 | 24.7 | 24.2 | 106.3 | 21.024 | 46.1 | 60.1 | |
104.8 | 24.0 | 26.8 | 104.3 | 20.094 | 45.8 | 58.7 | |
104.3 | 26.8 | 21.4 | 103.2 | 22.347 | 60.8 | ||
1800/36.0 | 515.0 | 24.7 | 24.2 | 513.3 | 19.468 | 320.1 | 358.0 |
982 °C | 536.4 | 23.2 | 21.1 | 530.8 | 22.184 | 318.3 | 359.5 |
304.7 | 13.2 | 19.9 | 302.9 | 12.582 | 166.0 | 200.8 | |
1850/36.0 1010°C | 262.6 | 18.4 | 23.1 | 262.4 | 17.660 | 12.5 | 142.2 |
2012/14.5 | 1031.3 | 17.2 | 18.5 | 1029.5 | 15.113 | 428.0 | 703.7 |
1078.7 | 15.6 | 20.0 | 1076.7 | 15.217 | 704.2 | 819.2 | |
1 100 c | 839.4 | 14.9 | 22.8 | 839.2 | 9.282 | 607.6 | 677. / |
S36.9 | 23.2 | 21.0 | 834.8 | 18.024 | 591.1 | 658.5 | |
722.0 | 16.4 | 21.1 | 721.9 | 15.913 | 170.8 | ai.ó | |
711.3 | 14.5 | 18.8 | 710.8 | 12.490 | 381.9 | 531.5 | |
711.9 | 18.3 | 20.0 | 711.4 | 16.201 | 447.7 | 530.7 | |
2050/15.0 | 507.5 | 10.0 | 10.1 | 507.2 | 9.394 | 70.4 | 360.4 |
1 1 21 °C | 434.0 | 17.5 | 16.8 | 434.0 | 13.847 | 241.7 | 309.0 |
2100/12.0 | 487.5 | 25.3 | 20.3 | 486.6 | 20.986 | 18.2 | 224.7 |
1149°C | 444.9 | 7.8 | 11.0 | 442.2 | 3.884 | 347.3 | 413.6 |
Složení slitiny má největší vliv na maximální pevnost při tečení. Některé zjištěné odchylky mezi odvozenými slitinami a zejména nesourodé výsledky testů jedné slitiny však mohou být způsobeny změnami podmínek vodlévacím procesu. Změn v teplotním gradientu odlévacího postupu ovlivňuje rozmístění dendritických větvení a konečně reakci na homogenizaci a prvotní gamma primární stárnutí. Je třeba vědět, že mnohé ze zde uváděných výsledků pevnosti při tečení mohly vzniknou t při ne zcela optimálních podmínkách a bylo by možno je zlepšit. Zlepšená kontrola odlévacího procesu podpoří vznik mikrostruktur přizpůsobivějších homogenizaci a bude možno zkoumat určení vhodného gamma primárního stárnutí, aby vznikla optimální velikost gamma primárních částic, z čehož může vyplynout další zlepšení mechanických vlastností.
Kompozice CMSX - 12C byla navržena tak, aby výpočet čísla NV3b byl 1,70. Pro účel této slitiny byl obsah Cr navržen 2,8 hmotnostního % a Co 3,5 % hmotn. Poměr Ta/W byl ponechán, zatímco obsah Re byl omezen na 5,8 %. Obsah Al + Ti byl snížen ve srovnání se vzorky CMSX - 12A a CMSX -12B, aby se zlepšila reakce slitiny při tavbě.
Podobně jako vzorek CMSX — lOGa, vykázal i vzorek CMSX - 12 lepší pevnost při tečení v podmínkách od 980 °C (1800 °F) do 1149 °C, (2100 °F) což ukazuje Tabulka 21.
-27CZ 290913 B6
Tabulka 21
CMSX - | 12C | pevnost při | tečení | / . | ||||
lěsfa&podmin/^ | l> | %pKc/loazéj2 | h | řas V hacii^C^i k dosazení t 4% 1 1% | ||||
1800«F/36.0 ksi 982 °C | 465.2 | 31.8 | 21.0 | 464.5 | 30.543 | 173.0 | 262.4 | |
518.0 | 26.1 | 31.2 | 517.9 | 24.947 | 288.1 | 334.3 | ||
480.9 | 28.3 | 33.6 | 480.0 | 27.715 | 239.7 | 297.5 | ||
713.3 | 30.0 | 28.0 | 713.2 | 28.899 | 455.0 | 503.7 | ||
1850/36.0 | 237.7 | 28.2 | 26.8 | 237.7 | 27.054 | 114.4 | 145.3 | |
1010°C | 221.2 | 22.9 | 27.3 | 220.7 | 22.491 | 111.3 | 135.2 | |
231.7 | 23.3 | 24.7 | 231.0 | 22.614 | 121.0 | 144.7 | ||
338.9 | 26.2 | 27.0 | 337.5 | 23.256 | 216.0 | 236.3 | ||
300.1+ | - | - | - | - | ||||
295.2+ | 33.3 | 33.5 | - | * | - | - | ||
1976/28.1 | 73.2 | 20.8 | 29.1 | 72.2 | 17.768 | 29.3 | 38.9 | |
1080°C | 79.0 | 28.1 | 31.8 | 77.4 | 21.533 | 31.4 | 41.4 | |
83.8 | 21.6 | 26.5 | 82.3 | 17.860 | 34.2 | 43.8 | ||
67.6 | 31.2 | 29.8 | 67.5 | 24.177 | 25.5 | 34.6 |
113.0+
79.4 | 30.8 | |||
76.2 | 32.8 | |||
68.8 | 29.3 | |||
118.1 | 26.0 23.0 116.2 | 23.822 49.3 | 62.0 | |
- | 29.0 | - | ||
Testy přerušeny | 29.4 | - | ||
1976/18.85 ksi 1080°C | 32.9 | |||
65.4 218.0 |
C iQ.U
271.9
2012/14.5 | Testy přerušeny | 1000.7 | 23.348 | 168.9 116.4 240.5 249.6 | 542.8 | ||
1001.8 | 23.6 | 20.0 | |||||
11OO°C | 865.5 | 20.7 | 26.1 | 864.8 | 18.807 | 418.2 61.9 | 569.3 |
267.1
2050/15.0 | 509.4 | 13.7 | 22.3 | 508.0 | 12.860 | 158.1 | 315.1 |
1121°C | 546.4 | 15.6 | 23.6 | 546.4 | 14.044 | 323.0 180.8 44.2 240.7 | 404.0 |
2100/12.0 | 404.3 | 11.2 | 21.6 | 404.3 | 8.438 | 190.9 290.1 | 326.4 |
1149°C | 321.7 | 9.5 | 15.0 | 320.4 | 7.671 | 156.6 | 254.1 |
545.1 | 8.2 | 22.1 | 542.2 | 5.351 | 236.0 | 452.9 | |
2100«F/12.0 | 457.4 371.4+ | 8.6 14.2 | 23.4 17.1 | 455.8 | 6.612 | 309.3 | 380.9 |
1149°C 1750+E/50.0 954 v | 446.9+ | 16.8 | 20.4 | - | - | - | |
1976.F/18.85 | 476.6+ | 19.2 | 27.1 | - | |||
1080°C | 459.9+ | 30.6 | 30.2 | • | - | ||
1976«F/28.1 ksf | 120.5+ | 24.1 | 22.9 | • | - | - | |
1080°C | 99.6+ | 25.8 | 29.4 | • | - | - | - |
2050»f/is.o ksf 1121% 2012.F/U.5 ksi | 469.8 | . | 30.8 | • | - | - | |
485.4 | - | 22.7 | • | - | 638.1 | • | |
1100% | 521-6 | ||||||
267.1 | |||||||
+ zpracováno ze vzorků listu | 61.9 395.7 |
-28CZ 290913 B6
Při zlepšené kontrole odlévacího procesu vykázal tento vzorek následující 1% pevnost při podélném tečení, což je uvedeno v Tabulce 22
Tabulka 22 ____________Testovací podmínky___________________Čas k 1% deformaci v hodinách_______ 1800 °F/36,0 ksi 455
982 °C
2100 °F/12,0 ksi 309,3
1149 °C
Obě slitiny mají podobně zvýšenou mez pevnosti oproti slitině CMSX - 4 v podmínkách od 1080 °C (1976 °F). Následná zlepšení v teplotních vlastnostech kovu jsou opsána v Tabulce 23
Tabulka 23 ____________Teploty_______________Průměrná přednost v pevnosti ve vztahu k CMSX - 4 982 °C (1800 °F) 4,4 °C (40 °F)
1010 °C (1850 °F) 7,2 (45 °F)
1080 °C (1976 °F) 6,1 °C (43 °F)
Založeno na 1% pevnosti při tečení, následující průměrná zlepšení jsou:
982 °C (1800 °F) + 7,8 °C (+46 °F)
1010 °C (1850 °F) +15,5 °C (+60 °F)
1080 °C (1976 °F) +12,8 °C (+55 °F)
Srovnání není korigováno měrnou hmotností.
Při testovací teplotě na 1080 °C (1976 °F) naznačují výsledky, že vzorky CMSX - lOGa a CMSX - 12C vykazují poněkud nižší pevnost při CMSX-4. Nižší hladina zlepšení pevnosti u těchto slitin je pravděpodobně výsledem tvoření TCP fáze. Abychom vyřešili tento problém, bylo u slitin CMSX -10Gb, CMSX - 10L, CMSX - 12Ca a CMSX - 12E navrženo číslo Nv3b 1,50 /viz Tabulka 1/, aby byla zajištěna vyšší fázová stabilita a mnohem vyšší mez pevnosti při zvýšených teplotách při zachování zlepšení pevnosti při tečení za podmínek 980 °C až 1080 °C (1800 °F až 1976 °F).
Kompozice CMSX -10RÍ a CMSX - 12Ri byly navrženy s čísly Nv3b 1,91 a 1,92. Tyto vzorky byly podrobeny nej širšímu testování vlastností. Byly projektovány s hladinami 2,65 hmotnostních % respektive 3,65 % Cr a ostatními vlastnostmi podobnými dříve zmíněných návrhů slitin. Vlastnosti vytvořené u těchto dvou materiálů potvrzují celkovou koncepci vynálezu s ostatním opakováním materiálu pro vznik podobných fyzikálních vlastností a poměrně lepších mechanických vlastností.
Vlastnosti pevnosti při tečení vzorků slitin CMSX -lORi a CMSX - 12Ri jsou popsány v Tabulkách 24 a 25.
-29CZ 290913 B6
Tabulka 24.
CMSX - 10(Rl)______pevnost při tečení
Téřfoře | títčí h | % | Sí | o te&W' h l^de/orw. | fáaS y kcáinqdt k dosažen Γ 4% IZ’Z | ||
1675-F/7S.0 ksi | S73-- | 21.2 | 33.8 | 225.4 | 14.359 | 52.8 | 1 131.5 |
W>'C | 231.6 | 19.3 | 31.0 | 231.3 | 16.671 | 51.0 | 125. Γ |
223.4 | 17.0 | 22.3 | 223.3 | 15.360 | 68.5 | 126.6 | |
1750/50.0 425.9 | 18.3 | 33.7 | 425.6 | 16.047 | 303.4 | 334.7 | |
428.0 | 18.4 | 29.7 | 427.3 | 16.229 | 309.2 | 343.0 | |
460.8 | 17.1 | 25.7 | 459.0 | 15.308 | 314.7 | 360.3 | |
1800/36.0 698.5 | 39.9 | 34.3 | 696.8 | 36.980 | 492.8 | 521.5 | |
tfVts | 676.3 | 28.3 | 33.3 | 674.5 | 27.221 | 479.0 | 513.8 |
692.9 | 38.5 | 31.3 | 692.2 | 36.494 | 469.3 | 504.9 | |
1850/36.0 | 291.2 | 34.1 | 33.1 | 291.1 | 31.774 | 194.1 | 210.4 |
1010'Cs | 260.0 | 29.3 | 32.1 | 258.8 | 25.321 | 170.2 | 186.4 |
272.3 | 34.5 | 31.8 | 271.1 | 30.940 | 169.3 | 187.1 | |
1850/27.56 | 614.0 | 52.0 | 42.0 | 613.5 | 50.482 | 365.8 | 415.5 |
576.3 | 49.7 | 39.0 | 575.9 | 49.183 | 34-5.1 | 368.2 | |
481.1 | 40.4 | 35.4 | 480.7 | 38.294 | 309.3 | 335.4 | |
1976/28.1 | 76.2 | 23.5 | 31.7 | 75.9 | 22.130 | 38.6 | 46.7 |
80.5 | 19.0 | 26.3 | 79.8 | 14.665 | 44.3 | 51.3 | |
99.7 | 26.2 | 28.1 | 98.9 | 23.480 | 40.4 | 54.0 | |
41.4 | - | ||||||
Testy | přerušeny | 37.0 | • | ||||
40.5 | • | ||||||
1,976/18.85 | 265.6 | 29.5 | 35.7 | 264.7 | 29.010 | 158.7 | 184.8 |
278.8 | 51.4 | 38.8 | 278.1 | 46.026 | 82.0 139.7 | 155.0 | |
Testy | přerušeny | 128.8 | - | ||||
100.1 | - | ||||||
2012/14.5 | 490.8 | 40.2 | 33.5 | 490.5 | 37.678 | 286.5 | 335.3 |
faoo '0 | 447.0 | 37.0 | 41.5 | 445.0 | 32.814 | 291.4 | 319.9 |
- | - | 113.5 | * | ||||
Testy přerušeny | - | - | 205.7 | - | |||
* | 202.2 | • | |||||
2050/15.0 | 251.9 | 33.6 | 35.9 | 250.0 | 25.559 | 100.0 | 149.5 |
falťCs | 318.9 | 27.1 | 30.0 | 318.2 | 23.149 | 177.5 | 221.2 |
• | • | 181.0 | - | ||||
- | - | 95.5 | - | ||||
• | • | 34.5 | • | ||||
2100/12.0 | 400.3 | 17.9 | 27.2 | 400.1 | 17.877 | 102.8 | 225.0 |
362.1 | 15.3 | 22.9 | 361.8 | 14.986 | 125.7 | 217.2 | |
389.5 | 19.9 | 24.0 | 388.2 | 19.510 | 41.1 | 180.7 |
-30CZ 290913 B6
Tabulka 25
CMSX - 12(Rj]________pevnost při tečení
lé&love | Za&Ž | % , yrzdíouŽety | /(? ¢4 | Xonecíi o tea lo | &S / hcxftrtfd, 4% I 2,*7O | ||
1675-F/75.0 ksí | 209.8 | 22.3 | 23.1 | 209.3 | 19.958 | 2.6 | 46.3 |
913°c | 191.4 | 14.3 | 17.4 | 189.7 | 12.483 | 1.6 | 42.5 |
189.6 | 22.0 | 22.8 | 188.3 | 19.080 | 1.5 | 22.3 | |
1750/50.0 | 448.1 | 26.7 | 26.6 | 447.9 | 26.054 | 302.3 | 335.5 |
955 °C | 403.1 | 19.0 | 26.9 | 401.9 | 18.566 | 210.0 | 290.2 |
435.0 | 19.4 | 26.9 | 434.4 | 18.503 | 89.1 | 284.1 | |
1800/36.0 | 604.5 | 34.7 | 29.9 | 604.3 | 34.170 | 349.4 | 407.1 |
982 °C | 583.6 | 37.0 | 32.0 | 581.3 | 30.443 | 391.3 | 420.6 |
627.0 | 25.3 | 29.7 | 627.0 | 24.417 | 412.4 | 455.8 | |
1850/36.0 | 302.9 | 33.1 | 31.3 | 301.7 | 29.034 | 198.9 | 215.1 |
1010°C | 314.4 | 32.0 | 27.1 | 312.7 | 27.479 | 201.4 | 220.2 |
1976/28.1 | 90.0 | 19.7 | 29.2 | 88.5 | 16.627 | 33.9 | 48.8 |
1080°C | 91.5 | 30.3 | 31.9 | 90.6 | 29.001 | 37.3 | 47.9 |
68.6 | 35.3 | 32.2 | 68.4 | 28.869 | 17.3 | 27.6 | |
43.7 | - | ||||||
‘Testy přerušeny | 41.4 | - | |||||
38.7 | • | ||||||
2012/14.5 | 324.1 | 31.4 | 30.8 | 323.9 | 24.403 | 160.1 | 207.7 |
1100°C | 481.4 | 30.9 | 31.9 | 481.1 | 29.581 | 129.9 | 299.6 |
551.7 | 29.9 | 31.1 | 549.2 | 25.622 | 304.4 | 375.5 | |
256.1 | - | ||||||
Testy přerušeny | 182.8 | - | |||||
101.5 | • | ||||||
2050/15.0 | 243.4 | 36.1 | 35.0 | 243.3 | 20.614 | 143.1 | 174.2 |
11 21 °C | |||||||
2100/12.0 | 374.8 | 12.1 | 20.3 | 374.7 | 11.743 | 166.6 | 280.4 |
1149°C | 463.6 | 15.4 | 25.9 | 463.3 | 13.594 | 245.7 | 363.3 |
488.0 | 20.3 | 25.9 | 487.1 | 19.550 | 25.7 | 118.9 |
Metoda a výsledky výzkumu mikrostrukturálního oddělení W a Re podniknutého na plně a částečně rozpuštěných vzorcích CMSX - 12Ri jsou popsány dále v Tabulce 26. Výzkum 5 naznačil, že je zapotřebí minimalizovat množství reziduálních eutektik obsažených v mikrostrukturách, a to u plně rozpuštěných vzorků. Homogenizační postupy vyvinuté pro tento vynález jsou úspěšné v minimalizaci oddělování částic, což je důležité k získání optimálních mechanických vlastností a mikrostrukturách stability.
-31 CZ 290913 B6
Tabulka 26
Slitina: | CMSX-12RÍ |
Testovací vzorek: | Plná tyč o rozměrech 3/8 |
Stav vzorku: | Plně rozpuštěný Rozpuštěný se 2% reziduálních eutektik |
Metoda roztoku: | Mikroskopické analýzy + náhodné seskupení 350 bodů napříč řezem s pravým úhlem ke směru růstu + 7 lineárních řezů, 51° od sebe, 50 bodových analýz v linii; standardní odchylky u měření W a Re jsou mírou homogenity. |
Výsledky: | CMSX-12R1 Standardní odchvlkv W Re plně rozpuštěné 0,27 0,50 2% reziduálních 0,36 0,90 eutektik Srovnání Typická CMSX-4 0,57 0,60 |
Tabulka 27 znázorňuje výsledky hořákového testu teplotní koroze u vzorku CMSX-12RÍ. Měření byla uskutečněna na tyči v místech nej vyšší zátěže, tj. v místě s 900 °C (1652 °F) a ukázala, že slitina DS MAR M 002 měla přibližně 20 krát vyšší ztrátu než vzorek CMSX-lORi. Obě slitiny CMSX-lORi i CMSX-12RÍ prokázaly podobnou odolnost vůči narušení jako CMSX—4, založenou na vizuální kontrole po 60,90 a 120—ti hodinách.
Tabulka 27
Teplotní koroze
Metoda: + hořák
950 °C (1742 °F) ppm soli, standardní palivo + měření v bodu maximální zátěže, to bylo 900 °C (1652 °F) + měření byla uskutečněna v minimálním průměru užitečného kovu
Výsledky: + 90 hodinový test
Slitina | Původní rozměr užitečný rozměr po ztráta kovu na stranu testu |
DS MarM002 CMSX-12RÍ | 6,88 mm 5,14 mm 0,87 mm /0,034'7 6,86 mm 6,78 mm 0,04 mm/0,0016’7 |
Tabulka 28 popisuje výsledky cyklických oxidačních testů uskutečněných při 1100 °C s rychlostí plynu March 1. Vzorek CMSX -12Ri byl podobně odolný vůči oxidaci při 1118 °C, ale nebyl tak dobrý jako CMSX - 4 při expozici v 1030 °C.
-32CZ 290913 B6
Tabulka 28
Cyklický oxidační test minutové cykly do 1100 °C (2012 °F) mezi cykly ochlazeno na okolní teplotu rychlost plynu March 1 celkem 89 hodin, z toho 77 hodin při 1100 °C (2012 °F)
Výsledek při 110 °C (2012 °F) CMSX-12RÍ průměrně 0,1 mm ztráty/strana při každých 300 cyklech
CMSX-4 průměrně 0,1 mm ztráty/strana při každých 380 cyklech při 1030 °C (1886 °F) CMSX-12RÍ průměrně 0,105 mm ztráty/strana při 335 cyklech
CMSX-4 průměrně 0,03 mm ztráty/strana po 355 cyklech
Údaje o tahu při zvýšené teplotě u CMSX - 12Ri jsou popsány v Tabulce 29. Výsledky rázových testů jsou popsány v Tabulce 30. Minimální rázová pevnost při zvýšené teplotě u CMSX - 12Ri je podobná jako u CMSX - 4 a její maximum při 950 °C (1742 °F) je lepší.
Tabulka 29
Tahové údaje
CMSX -12Ri
Test.teplota Laue | 0,1% podíl ks: | 1 jednotel .0,2% ksi ksi | £ prodl.% | RA.% | ||
1382 | 2.3’ | 150.0 I | 160.8 | 188.7 | 13 | 14 |
1382 | 2.3* | 153.6 (165.1 | 190.0 | 13 | 15 | |
1562 | 6.2* | 136.5 | 130.8 | 152.3 | 27 | 24 |
1562 | 6.2’ | 135.0 Í128.9 | 160.1 | 25 | 23 | |
1742 | 5.6* | 92.7 | 89.2 | 125.3 | 24 | 30 |
1742 | 5.6* | 99.9 l | Í06.2 | 129.2 | 24 | 32 |
1922 | 3.8* | 1 69.5 | 74.3 | 104.1 | 19 | 36 |
1922 | 3.8* | ' 72.4 | 77.6 | )06.0 | 19 1 | 36 |
i
-33CZ 290913 B6
Tabulka 30
Rázové údaje CMSX -12Ri
0,35” hladké válcové vzorky
Test Temperature *F | ||||
Teplota | ||||
1382 | 1562 | 1742 | 1922 | |
P5Ó | 850 | <!5D | ÍOSO | |
ZMSX-12 ŘÍCI only) | 26 J | 20 J | 60 J | 32 J |
2MSX-4 (Ave. of 4) | 26 J | 21 J | 42 J | 45 J |
Další srovnání rázových vlastností s * CMSX - 2 - minimální rázová pevnost 16,5 Joulů.
* SRR 99 - minimální rázová pevnost 20 Joulů.
Výsledky únavy materiálu při nízkém cyklu u CMSX - 12Ri uskutečněné při 750 °C a 950 °C při R=0 jsou popsány v Tabulce 31. Údaje naznačují, že výkon CMSX - 12Ri je podobný jako io CMSX -4 při 750 °C, zatímco při 950 °C má slitina průměrně 2,5 krát delší životnost než CMSX-4.
Tabulka 31
Únava při nízkém cyklu
Slitina CMSX - 12Ri R=0 /nula až maximum zátěže/ | |||
zu 750 °C (1382 °F) vrcholná zátěž ksi /MPa/ | cykly | 950 °C (1742 °F) vrcholná zátěž ksi /MPa/ | cykly |
142 /980/ | 8686 | 110/760/ | 4427 |
130/900/ | 11950 | 99/680/ | 15510 |
125/860/ | 20810 | 87 /600/ | 37430 |
119/820/ | >100000 | 75 /520/ | 92580 |
* výkon je podobný jako u CMSX -4 při 750 °C * porovnáno s CMSX-4 při 950 °C a při 2000 cyklech
CMSX - 12Ri vykazuje 2,5 krát vyšší životnost a o 15 % vyšší pevnost.
Výsledky testu únavy při postupné spouštění nízkého cyklu prokazující, že CMSX -12Ri je
2,5 krát lepší než CMSX - 4 až do 3000 cyklů, ale při 5000 cyklech a více má podobné vlastnosti jako CMSX - 4. Výsledky těchto testů provedených při 750 °C, K, = 2,0 a R = 0 jsou popsány 30 v tabulce 32
-34CZ 290913 B6
Tabulka 32
Únava materiálu při postupném nízkém cyklu
CMSX - 12Ri
750 °C, (1382 °F), Kt = 2,0, R = 0
Vrcholná zátěž ksi /MPa/ | Cykly |
113,13/780/ | 4879 |
107,33 /740/ | 9784 |
95,72 /660/ | 28470 |
84,12/580/ | 49810 |
81,22/560/ | |
78,32 /540/ | >115000 |
75,42 /520/ | >115000 |
Výsledky jsou 2,5 krát lepší než u CMSX- | 4 až do 3000 cyklů. Výsledky jsou podobné jako |
u CMSX - 4 při 5000 cyklech a výše. | |
Výsledky testu únavy při vysokých cyklech | u CMSX - lORi jsou popsány v tabulce 33. Při |
950 °C, 100 Hz a R = 0 vykazovala slitina 2,5 krát vyšší životnost než CMSX - 4. | |
Tabulka 33 | |
Únava materiálu při vysokém cyklu | |
CMSX-lORi | |
950 °C, (1742 °F) 100Hz,R = 0 | |
Vrcholná zátěž ksi /MPa/ | Cykly /Nf/ |
81,22/560/ | 15,2 x 106 |
92,82 /640/ | 3,59x106 |
104,43/720/ | 0,6x106 |
Životnost je 2,5 krát lepší než u CMSX - 4.
Testované údaje u CMSX - lORi a CMSX - 12Ri naznačují, že odolnosti vůči teplotní korozi a vůči oxidaci lze dosáhnout při extrémně nízkém obsahu chrómu ve slitině. Navíc se projevuje u vynalezených slitin velmi dobrá pevnost při termomechanické tahové námaze a rázová pevnost.
Výsledky měření hustoty vzorků obsahuje Tabulka 34
Tabulka 34
Údaje o hustotě monokrystalické slitiny
-35CZ 290913 B6
Slitina Hustota g/cm3
CMSX-10A | 8,94 |
CMSX-1 OB | 8,94 |
CMSX-10C | 8,97 |
CMSX-1 OD | 8,97 |
CMSX-10E | 8,97 |
CMSX-1 OF | 8,92 |
CMSX-10G | 8,89 |
CMSX-lOGa | 8,89 |
CMSX-10H | 8,94 |
CMSX-101 | 8,89 |
CMSX-101a | 8,89 |
CMSX-10J | 9,03 |
CMSX-10Gb/1 OK/ | 9,08 |
CMSX-12A | 8,92 |
CMSX-12B | 8,97 |
CMSX-12C | 9,00 |
CMSX-12Ca/12D/ | 9,00 |
CMSX-lORi | 9,00 |
CMSX-12RÍ | 8,92 |
Vynalezené slitiny jsou přizpůsobivé ke zpracování metodou HIP. Vzorky zpracované metodou HIP, popsané v Tabulce 35, mají téměř zcela uzavřené póry a absenci počátečního tání.
Tabulka 35
Podmínky HIP
1. Teplotní vzorky v HIP nádobě do 1346 °C (2455 °F) ponechané při minimálním tlaku argonu /průměrně 1500 psi/ po 4 hodiny. 1346 °C/1500 psi
2. Při pracovní teplotě 1346 °C, (2455 °F) po dobu 1 hod. zvýšený tlak aronu na 20 ksi. Vzorky prohřívané po dobu 4 h. při 1346 °C, (2455 °F)/20 ksi.
Popsali jsme vynález s ohledem na jeho určité složky a je jasné, že odborníci se běžně setkávají s četnými jinými formami a modifikacemi. Připojené patentové nároky jsou obecně sestaveny, takže zahrnují všechny tyto běžné formy a modifikace, které jsou skutečnou podstatou tohoto vynálezu.
Průmyslová využitelnost
Vysoce legovaná slitina z tohoto vynálezu je vhodná k použití při výrobě monokrystalických součástech jako jsou komponenty pro motory turbin. Přednostně je tato slitina užitečná k výrobě monokrystalických odlitků pro použití při vysokém tlaku a teplotě a je charakteristická zvýšenou odolností při tečení v těchto podmínkách, zejména při teplotě až do 1080 °C (1976 °F). Jelikož tuto vysoce legovanou slitinu lze použít k jakémukoli účelu vyžadujícímu odlévání slitiny s vysokou pevností tvořící monokrystaly, je její konkrétní použití zejména při odlévání monokrystalických listů a lopatek motorů plynových turbin. Tato slitina má neobvyklou odolnost proti rekrystalizaci během homogenizace, jež je považována za důležitou vlastnost nezbytnou při uplatnění pokrokové technologie při mnohosoučástkovém odlévání spojených monokrystalických vzduchových listů. Navíc má tato slitina taviči vlastnosti nezbytné pro běžné odlévání menších turbinových vzdušných listů se složitými chladicími kanály.
-36CZ 290913 B6
Zatímco prvotní použití této slitiny je pro turbiny leteckých motorů, jsou taktéž aplikovány na stacionární motory, kde jsou požadovány zvláště vysoké výkonnostní charakteristiky. To platí zejména pro motory turbin, od kterých jsou vyžadovány vysoké výkony s velmi omezenou světlostí a mají tudíž materiálově omezený rozsah povoleného tečení.
PATENTOVÉ NÁROKY
Claims (13)
1. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu, vyznačující se tím, že obsahuje, v % hmotnostních, následující složky
zbytek nikl a obvyklé doprovodné nečistoty, přičemž vykazuje fázové stabilizační číslo Nv3b menší než 2,10.
2. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vy zn a č uj í c í se tím, že dále obsahuje, v % hmotnostních, následující složky:
3. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 2, vyznačující se tím, že dále obsahuje, v % hmotnostních, následující složky:
4. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vyznačující se tím, že vykazuje fázové stabilizační číslo Nvíb menší než 1,85.
5. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vyznačující se tím, že vykazuje obsah chrómu 1,8 až 3,0 % hmotnostních.
6. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vyznačující se tím, že vykazuje obsah rhenia 5,5 až 6,5 % hmotnostních.
-37CZ 290913 B6
7. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vyznačující se tím, že vykazuje obsah kobaltu 2,0 až 5,0 % hmotnostních.
8. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 1, vyznačující se tím, že obsahuje, v % hmotnostních, následující složky:
zbytek nikl a obvyklé doprovodné nečistoty, přičemž vykazuje fázové stabilizační číslo NV3b menší než 1,75.
9. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 8, vyznačující se tím, že dále obsahuje, v % hmotnostních, následující složky:
10. Vysoce legovaná slitina na bázi niklu podle nároku 9, vyznačující se tím, že dále obsahuje, v % hmotnostních, následující složky:
mangan křemík zirkonium síra vanad
11. Použití vysoce legované slitiny na bázi niklu podle kteréhokoliv z předchozích nároků 1 až 10 pro přípravu monokrystal ických součástí.
12. Použití vysoce legované slitiny na bázi niklu podle kteréhokoliv z předchozích nároků 1 až 10 pro přípravu monokrystalických součástí turbínových motorů, zejména listů a věnců lopatek plynových turbín.
13. Způsob výroby součásti, vyznačující se tím, že se součást odlije jako monokrystal z vysoce legované slitiny na bázi niklu podle kteréhokoliv z předchozích nároků 1 až 10 a odlitek stárne při teplotě 1065 °C (1950 °F) až 1163 °C (2125 °F) po dobu 1 až 20 hodin.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US07/905,462 US5366695A (en) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | Single crystal nickel-based superalloy |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CZ9301304A3 CZ9301304A3 (cs) | 2001-11-14 |
CZ290913B6 true CZ290913B6 (cs) | 2002-11-13 |
Family
ID=25420866
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CZ19931304A CZ290913B6 (cs) | 1992-06-29 | 1993-06-29 | Monokrystalická vysoce legovaná slitina na niklové bázi |
Country Status (15)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US5366695A (cs) |
EP (2) | EP0577316B1 (cs) |
JP (2) | JP2704698B2 (cs) |
KR (1) | KR0126120B1 (cs) |
AT (2) | ATE157126T1 (cs) |
AU (1) | AU662227B2 (cs) |
BR (1) | BR9302682A (cs) |
CA (2) | CA2099358C (cs) |
CZ (1) | CZ290913B6 (cs) |
DE (2) | DE69313207T2 (cs) |
DK (1) | DK0577316T3 (cs) |
ES (2) | ES2106973T3 (cs) |
IL (1) | IL106040A (cs) |
WO (1) | WO1994000611A1 (cs) |
ZA (1) | ZA934378B (cs) |
Families Citing this family (77)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5366695A (en) * | 1992-06-29 | 1994-11-22 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal nickel-based superalloy |
US5688108A (en) * | 1995-08-01 | 1997-11-18 | Allison Engine Company, Inc. | High temperature rotor blade attachment |
US5695821A (en) * | 1995-09-14 | 1997-12-09 | General Electric Company | Method for making a coated Ni base superalloy article of improved microstructural stability |
ES2184779T3 (es) * | 1995-10-13 | 2003-04-16 | Cannon Muskegon Corp | Superaleaciones monocristalinas a base de niquel resistente a la corroosion a temperatura elevada. |
US5735044A (en) * | 1995-12-12 | 1998-04-07 | General Electric Company | Laser shock peening for gas turbine engine weld repair |
DE69701900T2 (de) * | 1996-02-09 | 2000-12-07 | Hitachi Ltd | Hochfeste Superlegierung auf Nickelbasis für gerichtet erstarrte Giesteilen |
US6007645A (en) * | 1996-12-11 | 1999-12-28 | United Technologies Corporation | Advanced high strength, highly oxidation resistant single crystal superalloy compositions having low chromium content |
US5916384A (en) * | 1997-03-07 | 1999-06-29 | The Controller, Research & Development Organization | Process for the preparation of nickel base superalloys by brazing a plurality of molded cavities |
US5925198A (en) * | 1997-03-07 | 1999-07-20 | The Chief Controller, Research And Developement Organization Ministry Of Defence, Technical Coordination | Nickel-based superalloy |
US6332937B1 (en) * | 1997-09-25 | 2001-12-25 | Societe Nationale d'Etude et de Construction de Moteurs d'Aviation “SNECMA” | Method of improving oxidation and corrosion resistance of a superalloy article, and a superalloy article obtained by the method |
FR2768750B1 (fr) * | 1997-09-25 | 1999-11-05 | Snecma | Procede pour ameliorer la resistance a l'oxydation et a la corrosion d'une piece en superalliage et piece en superalliage obtenue par ce procede |
JP3184882B2 (ja) * | 1997-10-31 | 2001-07-09 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | Ni基単結晶合金とその製造方法 |
US6217286B1 (en) * | 1998-06-26 | 2001-04-17 | General Electric Company | Unidirectionally solidified cast article and method of making |
US6096141A (en) * | 1998-08-03 | 2000-08-01 | General Electric Co. | Nickel-based superalloys exhibiting minimal grain defects |
US6102979A (en) * | 1998-08-28 | 2000-08-15 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Oxide strengthened molybdenum-rhenium alloy |
US7816403B2 (en) * | 1998-09-08 | 2010-10-19 | University Of Utah Research Foundation | Method of inhibiting ATF/CREB and cancer cell growth and pharmaceutical compositions for same |
GB9903988D0 (en) | 1999-02-22 | 1999-10-20 | Rolls Royce Plc | A nickel based superalloy |
US20020007877A1 (en) * | 1999-03-26 | 2002-01-24 | John R. Mihalisin | Casting of single crystal superalloy articles with reduced eutectic scale and grain recrystallization |
EP1038982A1 (en) * | 1999-03-26 | 2000-09-27 | Howmet Research Corporation | Single crystal superalloy articles with reduced grain recrystallization |
US6343641B1 (en) | 1999-10-22 | 2002-02-05 | General Electric Company | Controlling casting grain spacing |
US6193141B1 (en) | 2000-04-25 | 2001-02-27 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Single crystal turbine components made using a moving zone transient liquid phase bonded sandwich construction |
US6673308B2 (en) * | 2000-08-30 | 2004-01-06 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base single-crystal superalloys, method of manufacturing same and gas turbine high temperature parts made thereof |
GB0028215D0 (en) * | 2000-11-18 | 2001-01-03 | Rolls Royce Plc | Nickel alloy composition |
US20020164263A1 (en) * | 2001-03-01 | 2002-11-07 | Kenneth Harris | Superalloy for single crystal turbine vanes |
US7011721B2 (en) * | 2001-03-01 | 2006-03-14 | Cannon-Muskegon Corporation | Superalloy for single crystal turbine vanes |
DE10118541A1 (de) * | 2001-04-14 | 2002-10-17 | Alstom Switzerland Ltd | Verfahren zur Abschätzung der Lebensdauer von Wärmedämmschichten |
US6966956B2 (en) * | 2001-05-30 | 2005-11-22 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal super alloy |
US20030041930A1 (en) * | 2001-08-30 | 2003-03-06 | Deluca Daniel P. | Modified advanced high strength single crystal superalloy composition |
US6986034B2 (en) * | 2002-04-11 | 2006-01-10 | Dell Products L.P. | Setting a system indication in response to a user when execution of the system setup program is desired |
US20040042927A1 (en) * | 2002-08-27 | 2004-03-04 | O'hara Kevin Swayne | Reduced-tantalum superalloy composition of matter and article made therefrom, and method for selecting a reduced-tantalum superalloy |
US8968643B2 (en) * | 2002-12-06 | 2015-03-03 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal super alloy |
CN100357467C (zh) * | 2002-12-06 | 2007-12-26 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | Ni基单晶超级合金 |
JP4157440B2 (ja) | 2003-08-11 | 2008-10-01 | 株式会社日立製作所 | 強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金 |
US20050224144A1 (en) * | 2004-01-16 | 2005-10-13 | Tresa Pollock | Monocrystalline alloys with controlled partitioning |
JP4266196B2 (ja) * | 2004-09-17 | 2009-05-20 | 株式会社日立製作所 | 強度、耐食性及び耐酸化特性に優れたニッケル基超合金 |
SE528807C2 (sv) * | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
FR2881439B1 (fr) | 2005-02-01 | 2007-12-07 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Revetement protecteur pour superalliage monocristallin |
US8852500B2 (en) | 2006-03-20 | 2014-10-07 | National Institute For Materials Science | Ni-base superalloy, method for producing the same, and turbine blade or turbine vane components |
GB2440127B (en) * | 2006-06-07 | 2008-07-09 | Rolls Royce Plc | A turbine blade for a gas turbine engine |
GB0611926D0 (en) * | 2006-06-16 | 2006-07-26 | Rolls Royce Plc | Welding of single crystal alloys |
CA2663632C (en) | 2006-09-13 | 2014-04-15 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal superalloy |
RU2415959C1 (ru) * | 2007-03-12 | 2011-04-10 | АйЭйчАй КОРПОРЕЙШН | МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЙ СУПЕРСПЛАВ НА ОСНОВЕ Ni И СОДЕРЖАЩАЯ ЕГО ЛОПАТКА ТУРБИНЫ |
US9499886B2 (en) | 2007-03-12 | 2016-11-22 | Ihi Corporation | Ni-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating the same |
EP2047940A1 (en) * | 2007-10-08 | 2009-04-15 | Siemens Aktiengesellschaft | Preheating temperature during welding |
US8206117B2 (en) * | 2007-12-19 | 2012-06-26 | Honeywell International Inc. | Turbine components and methods of manufacturing turbine components |
JP5467306B2 (ja) | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ni基単結晶超合金とこれを基材とする合金部材 |
JP5467307B2 (ja) | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ni基単結晶超合金とそれよりえられた合金部材 |
US8216509B2 (en) | 2009-02-05 | 2012-07-10 | Honeywell International Inc. | Nickel-base superalloys |
JP5418589B2 (ja) | 2009-04-17 | 2014-02-19 | 株式会社Ihi | Ni基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼 |
CN113776203A (zh) | 2010-09-16 | 2021-12-10 | 威尔逊太阳能公司 | 用于太阳能接收器的集中器 |
JP5757507B2 (ja) * | 2010-09-24 | 2015-07-29 | 公立大学法人大阪府立大学 | Reが添加されたNi基2重複相金属間化合物合金及びその製造方法 |
US20120111526A1 (en) | 2010-11-05 | 2012-05-10 | Bochiechio Mario P | Die casting system and method utilizing high melting temperature materials |
US8737043B2 (en) | 2011-03-10 | 2014-05-27 | Ericson Manufacturing Co. | Electrical enclosure |
US9816159B2 (en) | 2012-03-09 | 2017-11-14 | Indian Institute Of Science | Nickel-aluminium-zirconium alloys |
CN110260534A (zh) | 2012-03-21 | 2019-09-20 | 威尔逊太阳能公司 | 太阳能接收器、发电系统和流体流动控制装置 |
US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
US8858876B2 (en) | 2012-10-31 | 2014-10-14 | General Electric Company | Nickel-based superalloy and articles |
US8858873B2 (en) * | 2012-11-13 | 2014-10-14 | Honeywell International Inc. | Nickel-based superalloys for use on turbine blades |
JP6226231B2 (ja) * | 2013-09-18 | 2017-11-08 | 株式会社Ihi | 熱遮蔽コーティングしたNi合金部品及びその製造方法 |
US20150308449A1 (en) * | 2014-03-11 | 2015-10-29 | United Technologies Corporation | Gas turbine engine component with brazed cover |
US9518311B2 (en) | 2014-05-08 | 2016-12-13 | Cannon-Muskegon Corporation | High strength single crystal superalloy |
EP3029113B1 (en) * | 2014-12-05 | 2018-03-07 | Ansaldo Energia Switzerland AG | Abrasive coated substrate and method for manufacturing thereof |
GB2536940A (en) | 2015-04-01 | 2016-10-05 | Isis Innovation | A nickel-based alloy |
GB2539959A (en) | 2015-07-03 | 2017-01-04 | Univ Oxford Innovation Ltd | A Nickel-based alloy |
FR3052463B1 (fr) * | 2016-06-10 | 2020-05-08 | Safran | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel contenant de l'hafnium |
US10682691B2 (en) * | 2017-05-30 | 2020-06-16 | Raytheon Technologies Corporation | Oxidation resistant shot sleeve for high temperature die casting and method of making |
FR3073527B1 (fr) * | 2017-11-14 | 2019-11-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
FR3073526B1 (fr) * | 2017-11-14 | 2022-04-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
CA3094330A1 (en) | 2018-04-04 | 2019-10-10 | The Regents Of The University Of California | High temperature oxidation resistant co-based gamma/gamma prime alloy dmref-co |
FR3081883B1 (fr) | 2018-06-04 | 2020-08-21 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
US10933469B2 (en) | 2018-09-10 | 2021-03-02 | Honeywell International Inc. | Method of forming an abrasive nickel-based alloy on a turbine blade tip |
FR3092340B1 (fr) * | 2019-01-31 | 2021-02-12 | Safran | Superalliage à base de nickel à tenue mécanique et environnementale élevée à haute température et à faible densitée |
RU2710759C1 (ru) * | 2019-03-06 | 2020-01-13 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Жаропрочный сплав на никелевой основе и изделие, выполненное из него |
KR102197355B1 (ko) * | 2019-05-17 | 2021-01-04 | 한국재료연구원 | 니켈기 단결정 초내열합금 |
GB2584905B (en) * | 2019-06-21 | 2022-11-23 | Alloyed Ltd | A nickel-based alloy |
FR3100144B1 (fr) * | 2019-09-04 | 2021-10-01 | Safran Aircraft Engines | Procede de fabrication d’une piece metallique limitant l’apparition de grains recristallises dans ladite piece |
FR3124195B1 (fr) * | 2021-06-22 | 2023-08-25 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
Family Cites Families (33)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3765879A (en) * | 1970-12-17 | 1973-10-16 | Martin Marietta Corp | Nickel base alloy |
USRE29920E (en) * | 1975-07-29 | 1979-02-27 | High temperature alloys | |
US4055447A (en) * | 1976-05-07 | 1977-10-25 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Directionally solidified eutectic γ-γ' nickel-base superalloys |
US4045255A (en) * | 1976-06-01 | 1977-08-30 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Directionally solidified eutectic γ+β nickel-base superalloys |
US4116723A (en) * | 1976-11-17 | 1978-09-26 | United Technologies Corporation | Heat treated superalloy single crystal article and process |
US4209348A (en) * | 1976-11-17 | 1980-06-24 | United Technologies Corporation | Heat treated superalloy single crystal article and process |
US4169742A (en) * | 1976-12-16 | 1979-10-02 | General Electric Company | Cast nickel-base alloy article |
US4292076A (en) * | 1979-04-27 | 1981-09-29 | General Electric Company | Transverse ductile fiber reinforced eutectic nickel-base superalloys |
US4222794A (en) * | 1979-07-02 | 1980-09-16 | United Technologies Corporation | Single crystal nickel superalloy |
US4371404A (en) * | 1980-01-23 | 1983-02-01 | United Technologies Corporation | Single crystal nickel superalloy |
US4402772A (en) * | 1981-09-14 | 1983-09-06 | United Technologies Corporation | Superalloy single crystal articles |
US4801513A (en) * | 1981-09-14 | 1989-01-31 | United Technologies Corporation | Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance |
US4492672A (en) * | 1982-04-19 | 1985-01-08 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Enhanced microstructural stability of nickel alloys |
US4589937A (en) * | 1982-09-22 | 1986-05-20 | General Electric Company | Carbide reinforced nickel-base superalloy eutectics having improved resistance to surface carbide formation |
US4492632A (en) * | 1983-12-16 | 1985-01-08 | Mattson Fred P | Adaptor for external oil filter |
US5043138A (en) * | 1983-12-27 | 1991-08-27 | General Electric Company | Yttrium and yttrium-silicon bearing nickel-base superalloys especially useful as compatible coatings for advanced superalloys |
US5035958A (en) * | 1983-12-27 | 1991-07-30 | General Electric Company | Nickel-base superalloys especially useful as compatible protective environmental coatings for advanced superaloys |
US4597809A (en) * | 1984-02-10 | 1986-07-01 | United Technologies Corporation | High strength hot corrosion resistant single crystals containing tantalum carbide |
US4643782A (en) * | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
US4677035A (en) * | 1984-12-06 | 1987-06-30 | Avco Corp. | High strength nickel base single crystal alloys |
US5077141A (en) * | 1984-12-06 | 1991-12-31 | Avco Corporation | High strength nickel base single crystal alloys having enhanced solid solution strength and methods for making same |
US4719080A (en) * | 1985-06-10 | 1988-01-12 | United Technologies Corporation | Advanced high strength single crystal superalloy compositions |
US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
US4908183A (en) * | 1985-11-01 | 1990-03-13 | United Technologies Corporation | High strength single crystal superalloys |
US4888069A (en) * | 1985-11-01 | 1989-12-19 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloys having low chromium and cobalt contents |
US5068084A (en) * | 1986-01-02 | 1991-11-26 | United Technologies Corporation | Columnar grain superalloy articles |
GB2234521B (en) * | 1986-03-27 | 1991-05-01 | Gen Electric | Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries |
US4915907A (en) * | 1986-04-03 | 1990-04-10 | United Technologies Corporation | Single crystal articles having reduced anisotropy |
CA1291350C (en) * | 1986-04-03 | 1991-10-29 | United Technologies Corporation | Single crystal articles having reduced anisotropy |
US4849030A (en) * | 1986-06-09 | 1989-07-18 | General Electric Company | Dispersion strengthened single crystal alloys and method |
GB2235697B (en) * | 1986-12-30 | 1991-08-14 | Gen Electric | Improved and property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles. |
US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
US5366695A (en) * | 1992-06-29 | 1994-11-22 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal nickel-based superalloy |
-
1992
- 1992-06-29 US US07/905,462 patent/US5366695A/en not_active Expired - Lifetime
-
1993
- 1993-06-16 IL IL10604093A patent/IL106040A/xx not_active IP Right Cessation
- 1993-06-18 ZA ZA934378A patent/ZA934378B/xx unknown
- 1993-06-21 AU AU41383/93A patent/AU662227B2/en not_active Expired
- 1993-06-23 EP EP93304882A patent/EP0577316B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-23 ES ES93304882T patent/ES2106973T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-23 DE DE69313207T patent/DE69313207T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-23 AT AT93304882T patent/ATE157126T1/de active
- 1993-06-23 DK DK93304882.9T patent/DK0577316T3/da active
- 1993-06-28 CA CA002099358A patent/CA2099358C/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-28 JP JP5202461A patent/JP2704698B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-28 BR BR9302682A patent/BR9302682A/pt not_active IP Right Cessation
- 1993-06-29 CA CA002138672A patent/CA2138672C/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-29 ES ES93918138T patent/ES2121588T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-29 KR KR1019930011914A patent/KR0126120B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1993-06-29 WO PCT/US1993/006213 patent/WO1994000611A1/en active IP Right Grant
- 1993-06-29 DE DE69320666T patent/DE69320666T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-29 AT AT93918138T patent/ATE170230T1/de not_active IP Right Cessation
- 1993-06-29 US US08/362,424 patent/US5540790A/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-29 EP EP93918138A patent/EP0746634B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-29 CZ CZ19931304A patent/CZ290913B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1993-06-29 JP JP6502649A patent/JP2881626B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CZ290913B6 (cs) | Monokrystalická vysoce legovaná slitina na niklové bázi | |
RU2698038C9 (ru) | Способ изготовления элемента конструкции из сплава на основе никеля | |
EP0789087B1 (en) | High strength Ni-base superalloy for directionally solidified castings | |
JP4024303B2 (ja) | ニッケルベースの超合金 | |
Sanchez-Mata et al. | Dependence of mechanical properties on crystallographic orientation in nickel-based superalloy Hastelloy X fabricated by laser powder bed fusion | |
EP0150917B1 (en) | Single crystal nickel-base alloy | |
JPH11310839A (ja) | 高強度Ni基超合金方向性凝固鋳物 | |
WO1994000611A9 (en) | Single crystal nickel-based superalloy | |
KR20040007212A (ko) | 니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소 | |
JP2011052323A (ja) | ニッケル基超合金及び物品 | |
HUE029999T2 (en) | Nickel-based super alloys and articles | |
KR100219929B1 (ko) | 고온내식성 단결정 니켈계 초내열 합금 | |
NO144707B (no) | Stoept gjenstand av en superlegering paa nikkelbasis | |
NO175875B (cs) | ||
NO148523B (no) | Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering og fremgangsmaate til fremstilling av samme | |
Czyrska-Filemonowicz et al. | Development of single crystal Ni-based superalloys for advanced aircraft turbine blades | |
Harris et al. | Development of the single crystal alloys CM SX-2 and CM SX-3 for advanced technology turbine engines | |
CA2503326C (en) | Heat treatment of alloys having elements for improving grain boundary strength | |
CA2727105A1 (en) | Improved low sulfur nickel-base single crystal superalloy with ppm additions of lanthanum and yttrium | |
WO2024075560A1 (ja) | Sbによる耐酸化性の劣化を予防したNi基超合金の製造方法、Sbによる耐酸化性の劣化を予防したNi基超合金部材 | |
Wahl et al. | CMSX-4® Plus (SLS): An Improved 3rd Generation Single Crystal Alloy | |
JP3209902B2 (ja) | 高温腐食抵抗性の単結晶ニッケル系スーパーアロイ | |
KR100391184B1 (ko) | 고온내식성단결정니켈계초내열합금 | |
EP1127948B1 (en) | Hot corrosion resistant single crystal nickel-based superalloys | |
CZ293486B6 (cs) | Vysoce legovaná slitina na bázi niklu s vysokou odolností proti korozi za horkaŹ monokrystalický výrobek a monokrystalický odlitek |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PD00 | Pending as of 2000-06-30 in czech republic | ||
MK4A | Patent expired |
Effective date: 20130629 |