IT8224402A1 - Metodo per la produzione di materiale in superlega a cristalli colonnari con orientamento controllato e articoli in superlega cosi' ottenuti - Google Patents
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Description
DOCUMENTAZIONE
RILEGATA
"METODO PER LA PRODUZIONE DI MATERIALE IN SUPERLEGA A CRISTALLI COLONNARI CON ORIENTAMENTO CONTROLLATO E ARTICOLI IN SUPERLEGA COSI' OTTENUTI"
R I A S S U N T O
Viene descritta una sequenza di lavorazione per produrre strutture a cristallo orientato allungato controllato specificamente in superleghe a base di nichel. Il metodo viene effettuato allo stato solido. Il materiale di superlega viene fornito in una forma densa lavorabile. Il materiale viene laminato direttamente a freddo e laminato trasversalmente a freddo con ricotture intermedie. Questa sequenza produce una particolare struttura od orientamento preferito nell'articolo laminato. Questo articolo cos? strutturato viene quindi ricristallizzato direzionalmente per produrre la microstruttura finale desiderata composta da cristalli allungati allineati di un orientamento particolare controllabile.
TESTO DELLA DESCRIZIONE
La presente invenzione riguarda il campo degli articoli in superlega a base di nichel aventi grani allungati allineati di orientamento controllato ed i metodi per produrre tali articoli.
E' noto che i materiali metallici in generale hanno una forma cristallina, vale a dire atomi individuali del materiale hanno una relazione prevedibile con i loro atomi vicini e questa relazione si estende in modo ripetitivo attraverso tutto un particolare cristallo o grano. Le superleghe a base di nichel hanno una struttura cubica centrata sulla faccia. E' anche noto che le propriet? di tali cristalli variano considerevolmente con l'orientamento.
La maggior parte degli articoli metallici contengono molte migliaia di cristalli o grani individuali e le propriet? di un tale articolo in una particolare direzione riflettono l'orientamento medio dei cristalli individuali che compongono l'articolo. Se i grani o cristalli hanno un orientamento a casaccio allora le propriet? dell'articolo saranno isotropiche, vale a dire uguali in tutte le direzioni. Bench? ampiamente presunto, ci? ? raramente il caso poich? la maggior parte dei processi di formatura e di colata producano un orientamento o struttura preferita del cristallo. In una situazione di deformazione tale orientamento preferito risulta da diversi fattori. I cristalli in certi orientamenti sono pi? resistenti alla deformazione di quanto lo siano altri cristalli. Questi cristalli orientati resistenti alla deformazione tendono a ruotare durante la deformazione in modo da produrre un orientamento preferito. Durante la ricristallizzazione, gli orientamenti preferiti risultanto dalla nucleazione preferenziale e/o dalla crescita di cristalli di certi orientamenti.
Le strutture sono state studiate estesamente e alcuni usi pratici sono stati fatti dei materiali cos? strutturati. Particolarmente nell'area dei materiali ma-, gnetici come acciai per trasformatori, la strutturazione ha prodotto miglioramenti sostanziali nelle prestazioni. Ci? viene descritto per esempio nel brevetto U.S.A. N<D >3.219.496 ed in un Articolo sul Progresso del Metalli, Dicembre 1933 pagine 71-75.
In un'altra area, sono stati sviluppati metodi per la produzione di articoli a base di nichel aventi grani allungati usando le tecniche di ricristallizzazione direzione. Ci? viene descritto nel brevetto U.S.A. N? 3.975. 219. In tale brevetto, l'estrusione a caldo viene usata per densificare una polvere di superlega che viene quindi Fucinata isotermicamente e ricristallizzata direzionalmente mediante il passaggio attraverso un gradiente termico. Il brevetto non indica qual'? l'orientamento preferito risultante, se esistente.
In un'altra area correlata, i benefici dei grani allineati di orientamento controllato nei componenti per turbine agas di aeromobili sono ben noti e sono descritti nel brevetto U.S.A. 3.260.505 che descrive tali componenti ed i metodi della loro produzione mediante tecniche di colata.
La presente invenzione ha particolare applicazione alle superleghe a base di nichel con la seguente ampia gamma di composizione: 2-9% Al, 0-6% Ti, 0-16% Mo, 0-12% Ta, 6-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Cr, 0-29% Co, 0-0,3% C, 0-1% Y, 0-0,3% B,
0-0,3% Zr, 0-2% V, 0-5% Re, il resto essendo essenzialmente nichel.
Si ritiene che la presente invenzione ? generalmente applicabile a tutte le superleghe a base di nichel. Il materiale di partenza viene fornito in una forma lavorabile. Un sistema ? quello di consolidare la polvere, un altro sistema ? quello di partire con una colata, preferibilmente una colata di cristalli fini. Questo materiale viene quindi lavorato a caldo ad una temperatura vicino ma al di sotto della curva di solubilit? gamma primo.Preferibilmente questa lavorazione a caldo iniziale ? in una quantit? superiore a circa il 50%. Questo materiale lavorato a caldo ? quindi laminato afreddo in un modo particolare per una quantit? ulteriore circa del 65%. La fase di laminazione a freddo viene effettuata come segue: il materiale viene dapprima laminato a freddo. Una seconda fase di laminatura a freddo viene effettuata nella direzione trasversale di laminazione, vale a dire una direzione ruotata di 90% dalla direzione della laminazione a freddo iniziale. Il rapporto delle riduzioni nella fase di laminazione a freddo iniziale nella fase di laminazione trasversale al freddo finale ? di circa 75:25. Fasi intermedie di ricottura vengono impiegate durante entrambe le operazioni di laminazione a freddo e a caldo come necessario per impedire le fessurazioni. Il risultato ? un articolo avente una forte struttura a foglio (110) <112>.
Questo materiale strutturato viene ricristallizzato direzionalmente per produrre grani allungati multipli o singoli grani di un orientamento controllato. La struttura (110) ^112^ controlla l'orientamento dei grani ricristallizati. Variando i parametri direzionali di ricristallizzazione, si pu? produrre una fariet? di orientamenti finali.
Di conseguenza lo scopo della presente invenzione ? quello di fornire un metodo per produrre fogli o lastre di superlega a base di nichel aventi una forte struttura di lamina (110)^112>.
E' un ulteriore scopo della presente invenzione quello di fornire lamine ricristallizzate direzionalmente composte da grani la cui direzione ^111 ? parallela alla direzione di laminazione trasversale.
E1 un altro scopo della presente invenzione quello di fornire lamine la cui direzione^HO ? ? parallela alla direzione di laminazione diritta.
E' ancora un altro scopo della presente invenzione quello di fornire tali lamine la cui direzione^lDO^ biseca l'angolo tra le direzioni di laminazione diritta e laminazione trasversale.
I precedenti ed altri scopi, caratteristiche e vantaggi della presente invenzione diverranno pi? chiari dalla seguente descrizione di forme di realizzazione preferite e dai disegni annessi in cui:
la Eig. 1 mostra la relazione tra la direzione normale (N.D.), la direzione di laminazione diritta (S.R.) e la direzione di laminazione trasversale (X.R.).
La Fig. 2 mostra l'orientamento del materiale durante la laminazione diritta. La Fig. 3 mostra l'orientamento del materiale durante la laminazione trasversale.
La Fig. 4 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento <.1113. La Fig. 5 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento Z1103. La Fig. 6 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento Z100?. Le Figg. da 7 a 10 sono figure polari illustranti la struttura prodotta mediante i processi descritti negli esempi da 1 a 4.
Secondo la presente invenzione il materiale di partenza ? una polvere di superlega a base di nichel. In generale qualsiasi superlega a base di nichel pu? essere impiegata. La ampia gamma di composizione di tali leghe ?: 2-9% Al, 0-6% Ta,
0-16% Mo, 0-12% Ta, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Or, 0-20% Co, 0-2% \l , 0-3% Re, il resto essendo essenzialmente nichel. Altri ingredienti minori possono essere presenti includenti 0-0,3% C, 0-0,5% Hf, 0-03% Zr, 0-0,3% B e 0-1% Y. Queste leghe vengono lavorate mediante un metodo che produrr? un materiale omogenea lavorabile a caldo. Il materiale di partenza deve essere omogeneo, denso e lavorabile a caldo. Un sistema ? quello di consolidare la polvere di superlega per esempio mediante pressione isostatica a caldo (HIP) o mediante estrusione a caldo. Un altro sistema ? quello di cominciare con un corpo colato, preferibilmente un pezzo colato a grana fine. Se si impiega il sistema della polvere, si deve fare attenzione ad impedire la contaminazione della polvere e preferibilmente la polvere viene mantenuta e maneggiata in condizioni inerti che elimineranno l'ossidazione delle particelle di polvere. La polvere viene quindi resa compatta per formare un articolo di completa densit? teorica. Il metodo di compattamento non appare essere critico per il successo della presente invenzione. Tipicamente ? stata impiegata la pressatura isostatica. La polv/ere viene chiusa a tenuta in una scatola di acciaio inossidabile evacuata. Tipiche condizioni di compattamento sono pressioni di gas di circa 103,42 MPa e temperature di circa 1149-1232?C per un tempo di circa 2 ore seguito da un raffreddamento in forno. I metodi di estrusione a caldo sono anche stati utilizzati con successo. Tipiche condizioni di estrusione sono temperature di 1204-1260?C e rapporti di estrusione maggiori di circa 4:1. La polvere viene posta in un contenitore di acciaio inossidabile prima dell'estrusione.
L'articolo lavorabile viene quindi deformato a caldo per raggiungere una riduzione in area di circa il 40? e preferibilmente almeno il 55?i. Questa deformazione a caldo migliora la successiva lavorabilit? a freddo del materiale. La laminazione a caldo ? stata impiegata ma altri processi come la fucinatura appaiono egualmente applicabili. Si pu? impiegare in processo descritto nel brevetto U.S.A. 3.519.503. La deformazione a caldo viene effettuata ad una temperatura che ? vicina ma inferiore alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo della lega, tipicamente 1177-1246<D>C. Se si impiega la laminazione a caldo, i passaggi iniziali di laminazione a caldo vengono preferibilmente effettuati alla estremit? alta della gamma di temperatura e con una riduzione relativamente bassa per passaggio (vale a dire 5%)- I passaggi successivi possono essere effettuati a riduzioni maggiori (vale a dire 15?) e la temperatura pu? essere fatta diminuire verso l'estremit? bassa della gamma. L'articolo viene nuovamente riscaldato tra i passaggi come appropriato per mantenere la lega entro la gamma di temperatura desiderata. Alla fine della fase di lavorazione a caldo, il materiale pu? essere lasciato nella condizione lavorata e lasciato raffreddare ad aria.
La Fase successiva ? quella che ? la pi? importante nello sviluppare la struttura desiderata. Questa ? un'operazione di laminazione a due stadi che viene chiamata la_ minazione a freddo ma che pu? essere effettuata a temperature fino a circa 650?C. Questa fase pu? essere compresa facendo riferimento alla Fig. 1 che mostra la striscia prima dell'operazione di laminazione a freddo e mostra tre assi ortogonali SR, XR e ND. L'operazione di laminazione a freddo comprende due fasi, nella prima fase la laminazione viene effettuata nella direzione SR (laminazione diritta) e nella seconda fase la laminazione procede nella direzione XR (laminazione trasversale), vale a dire ad un angolo di 90? rispetto alla direzione SR.
Le due fasi dell'operazione di laminazione a freddo devono produrre una riduzione totale di pi? del 55?? e pi? preferibilmente di pi? del 65?i. La quantit? di deformazione ? proporzionata tra le due fasi di laminazione a freddo in modo che nominalmente il 75? della deformazione si verifica nella fase iniziale di laminazione diritta ed il 25?? si verifica nella fase di laminazione trasversale. E' la sequenza delle fasi che produce la struttura finale desiderata. La tipica riduzione per passaggio ? l-2?? e la riduzione totale tra ricotture intermedie (per esempio 1200?C per 3 minuti) ? 8-15??. Il rapporto tra le fasi di laminazione diritta a freddo e di laminazione trasversale a freddo pu? variare da 80:20 a 70:30.
Il risultato di questa procedura ? lo sviluppo di una forte struttura di lamina (100)(112^.Ci? significa che un numero notevole di cristalli nella lamina sono orientati in modo tale che essi hanno i piani (110) paralleli alla superficie della lamina e le direzioni <112^ che sono parallele alla direzione SR. Naturalmente in una lamina a casaccio un certo numero di cristalli soddisfer? questi criteri. Tuttavia nelle lamine trattate secondo il metodo precedente, il numero dei cristalli che soddisfano a questi criteri ? di almeno quattro volte tanto e generalmente almeno sei volte di pi? di quanto si prevede in un tipo casuale.
E' stato scoperto che la lamina di questa struttura ? altamente ricettiva alla ricristallizzazione direzionale per produrre lamine ricristallizzate il cui orientamento ? diverso dalla struttura originale che sono utili per la fabbricazione di articoli in superlega come descritto nel brevetto U.S.A. 3.872.563. La struttura di lamina <1105 zll2y precedentemente descritta pu? essere usata per produrre materiali ricristallizzati direzionalmente aventi la direzione ?1D0> <110y o <1115 come direzione predominante nella lamina. Il termine ricristallizzazione direzionale viene usato in modo alquanto liberale e si ritiene effettivamente che ci? che si verifica pu? essere pi? accuratamente descritto come una crescita di cristallo anormale direzionale. Vale a dire sembra probabile che certi cristalli esistenti crescano a spese di altri cristalli esistenti piuttosto che il caso di una vera ricristallizzazione direzionale in cui nuovi cristalli verrebbero nucleati e crescono a spese dei cristalli esistenti. Senza tener conto della loro origine appare che le differenze nel regime di crescita del cristallo tra cristalli concorrenti produce la struttura osservata.
Vi sono tre direzioni principali di cristallo nel sistema cubico: le direzioni 1005,?1105 e ?1115 rappresentando rispettivamente un bordo della cella unitaria, la diagonale di faccia della cella unitaria ed una diagonale che corre tra gli angoli opposti e che passa attraverso il centro della cella. L'orientamento <1005 ha basso modulo di elasticit? e cos? componenti di turbina il cui asse principale coincide con un asse <1005 saranno resistenti alla fatica termica.In modo simile la direzione ?1115 ha un elevato modulo di elasticit? e articoli aventi questa direzione parallela alla direzione principale di sollecitazione sono resistenti ad elevata fatica ciclica. Attraverso la presente invenzione e la sua capacit? di produrre materiali con questi orientamenti differenti, si fornisce un elevato grado di flessibilit? al progettatore di componenti di turbina.
Il metodo per produrre lamine aventi questi assi che giacciono entro il piano della lamina viene mostrato nelle Figg. 4,5 e 6. La Fig. 4 mostra che il passaggio della lamina attraverso un gradiente termico tale che la direzione del gradiente ? parallela all'asse XR risulta nella lamina che consiste in grani allungati il cui asse di allungamento ? la direzione <111>. Come mostrato nella figura, la direzione SR della lamina contiene la direzione (110> di cristalli allungati mentre la direzione normale originale della lamina contiene l'asse <?12? dei cristalli allungati. In maniera analoga la Fig. 5 mostra che se la lamina viene passata attraverso il gradiente termico in modo che l'asse SR ? parallelo alla direzione di movimento attraverso il gradiente termico, i grani hanno un asse di direzioneillCO ed un asse ^110? giace nella direzione XR e l?asse ^100> giace nella direzione ND. La procedura mostrata in Fig. 6 differisce leggermente per il fatto che la lamina passa attraverso il gradiente termico lungo un asse che biseca la direzione SR ed XR risultante nella direzione ^10Q> mediante l'allungamento dei cristalli ed i due assi ortogonali essendo del tipo 4100}.
Tipicamente il gradiente termico richiesto avr? una ripidit? di almeno 55?C misurata alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo della lega. L'estremit? calda del gradiente superer? la temperatura della curva di solubilit? gamma primo ma ovviamente non superer? la temperatura di fusione incipiente della lega. Regimi tipici di movimento trasversale attraverso il gradiente varieranno da 3,2 a 101 mm all'ora.
La presente invenzione pu? essere meglio compresa facendo riferimento ai seguenti esempi che vengono intesi essere soltanto illustrativi piuttosto che limitativi. ESEMPIO 1
1. Composizione: - 14,4? Mo, 6,25% W, 6,8? Al, 0,04?? C, il resto Ni.
2 . Dimensione della polvere: - 0,177 mm
3. Metodo di consolidamento - Pressatura isostatica a caldo (H.I.P.) a 1232DC
e 103,42MPa di pressione per due ore.
4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 60%.
3. Laminazione a freddo - riduzione totale 65%.
a. laminazione diritta a freddo
b. laminazione trasversale a freddo
rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo = 75 : 25, ricotture intermedie a 1024DC.
6. Struttura risultante - singolare (110) <112>, 7 volte di quella casuale come mostrato in Fig. 7.
7. Ricristallizzazione direzionale (gradiente 39?C/cm misurato alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo)
a. ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione trasversale a freddo a 6,35 mm/ora - risultato - (112) nel piano della lamina, orientamento assiale <111>.
b. Ricristallizzazione direzionale parallela alla laminazione diritta a freddo a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina,<Q10> in direzione assiale.
c. Ricristallizzazione direzionale in direzione che biseca le direzioni di laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo (sfalsamento di 45? dell'asse) a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina,4100? nella direzione assiale.
E5EMPI0 2
1. Composizione - 9,0% Cr, 5,0% Al, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12% W, 1,0% Nb, 0,15% C, 2. Dimensione della polvere: - 0,177 mm
3. Metodo di consolidamento -estrusione a 1066?C ad un rapporto di estrusione 6,B : 1.
4. Lavorazione a caldo: - mediante fucinatura isotermica a 1121?C, regime di sollecitazione di 0,1 min \ sollecitazione totale 60?.
5. Laminazione a freddo - riduzione totale 60?
a. laminazione diritta a freddo
b. laminazione trasversale a freddo
rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo 75 : 25, ricotture intermedie a 1149?C.
6. Struttura risultante - singolare (110) <112^ , 4,7 volte della casuale come mostrato in Fig. 8.
7. Ricristallizzazione direzionale non ancora valutata.
ESEMPIO 3
1. Composizione - 9,0% Cr, 7,0? Al, 9,5? W, 3,0? Ta, 1,0?? Mo, il resto Ni.
2. Dimensione della polvere: -0,177 mm
3. Metodo di consolidamento - pressatura isostatica-a caldo (H.I.P.) a 1232?C e 103,42 MPa di pressione per due ore.
4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 60??. 5. Laminazione a freddo - riduzione totale 65%
a. laminazione diritta a freddo
b. laminazione trasversale a freddo
rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo = 75 : 25, ricotture intermedie a 1204?C.
6. Struttura risultante - singolare (110) ZH2?, 12 volte di quella casuale come mostrato in Fig. 9.
7. Ricristallizzazione direzionale (gradiente 39?C/cm misurato alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo)
a? ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione trasversale a freddo a 6,35 mm/ora - risultato - (112) nel piano della lamina, C 1115 orientamento assiale.
b. Ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione diritta a freddo a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina, 41103 nella direzione assiale.
c. Ricristallizzazione direzionale nella direzione che biseca le direzioni di laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo (45? di sfalsamento dell'asse) a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina,^100> nella direzione assiale.
ESEMPIO 4
1. Composizione - 9,0% Cr, 6,5% Al, 9,535W, 1,6% Ta, 1,0% Mo, 0,8% Nb, 0,05% C, 0,01% B, 0,1% Zr, il resto Ni.
2. Dimensione della polvere: - 0,177 mm
3. Metodo di consolidamento - pressatura isostatica a caldo (H.I.P.) a 1232?C e 103,4MPa di pressione per due ore.
4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 60%.
5. Laminazione a freddo - riduzione totale 65%
a. laminazione diritta a freddo
b. laminazione trasversale a freddo
rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a
Claims (7)
1. Lamina di superlega a base di nichel caratterizzata dal fatto di avere una struttura singolare (110)< 112> di un'intensit? almeno quattro volte di quella casuale.
2. Lamina second? la rivendicazione 1.caratterizzata dal fatto di avere una intensit? di struttura di almeno sei volte quella casuale.
3. Lamina in superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente caratterizzata dal fatto di essere composta da grani allungati allineati con la direzione CH1> che ? parallela all?asse d?allungamento.
4. Lamina in superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente caratterizzata dal fatto di essere composta di grani allungati allineati con la direzione <11G> che ? parallela all?asse di allungamento.
3. Lamina di superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente e caratterizzata dal fatto di essere composta di grani allungati allineati con la direzione {10CL> che ? parallela all'asse di allungamento.
6. Metodo per produrre la lamina in superlega a base di nichel della rivendicazione 3 composta di grani allungati allineati il cui asse di allungamento corrisponde essenzialmente alla direzione <111> caratterizzato dal fatto di includere le operazioni di (a) fornire una lamina in superlega a base di nichel strutturata avente una struttura di lamina <110^ <?12> con l'asse <112> corrispondente essenzialmente alla direzione di laminazione di ritta e (b) far passare la lamina attraverso un gradiente termico la cui estremit? calda supera la temperatura di ricristallizzazione della lega in modo da effettuare la ricristallizzazione direzionale, per cui la lamina risultante conterr? grani allungati il cui asse di allungamento ha una prima direzione cllQ^ con una seconda direzione 110 che giace nella lamina ed un orientamento<;100* che ? perpendicolare alla lamina, detta seconda direzione <11Q? e detta direzione <1003 essendo ortogonali a detta prima direzione <1103. ;7. Metodo per produrre un articolo in superlega a struttura caratterizzato dal fatto di includere le operazioni di: (a) fornire un articolo in superlega lavorabile a caldo di completa densit?, (b) lavorare a caldo l'articolo ad una temperatura vicina alla curva di solubilit? gamma primo, (c) laminare a freddo il materiale lungo una particolare direzione con ricotture intermedie, e (d) laminare a freddo il materiale in una direzione a 90? di rotazione dalla direzione usata nella fase (c) con ricotture intermedie con la riduzione totale nelle fasi (c) e (d) che supera il 50? e con il rapporto delle riduzioni tra le fasi (c) e (d) che varia da 70:30 a 80:20. ;DESCRIZIONE ;Campo della tecnica ;La presente invenzione riguarda il campo degli articoli in superlega a base di nichel aventi grani allungati allineati di orientamento controllato ed i metodi per produrre tali articoli. ;Fondamento della tecnica ;E' noto che i materiali metallici in generale hanno una forma cristallina, vale a dire atomi individuali del materiale hanno una relazione prevedibile con i loro atomi vicini e questa relazione si estende in modo ripetitivo attraverso tutto un particolare cristallo o grano. Le superleghe a base di nichel hanno una struttura cubica centrata sulla faccia. E' anche noto che le propriet? di tali cristalli variano considerevolmente con l'orientamento. ;La maggior parte degli articoli metallici contengono molte migliaia di cristalli o grani individuali e le propriet? di un tale articolo in una particolare direzione riflettono l'orientamento medio dei cristalli individuali che compongono l'articolo. Se i grani o cristalli hanno un orientamento a casaccio allora le propriet? dell'articolo saranno isotropiche, vale a dire uguali in tutte le direzioni. Bench? ampiamente presunto, ci? ? raramente il caso poich? la maggior parte dei processi di formatura e di colata producono un orientamento o struttura preferita del cristallo. In una situazione di deformazione tale orientamento preferito risulta da diversi fattori. I cristalli in certi orientamenti sono pi? resistenti alla deformazione di quanto lo siano altri cristalli. Questi cristalli orientati resistenti alla deformazione tendono a ruotare durante la deformazione in modo da produrre un orientamento preferito. Durante la ricristallizzazione, gli orientamenti preferiti risultanto dalla nucleazione preferenziale e/o dalla crescita di cristalli di certi orientamenti. ;Le strutture sono state studiate estesamente e alcuni usi pratici sono stati fatti dei materiali cos? strutturati. Particolarmente nell'area dei materiali ma- . gnetici come acciai per trasformatori, la strutturazione ha prodotto miglioramenti sostanziali nelle prestazioni. Ci? viene descritto per esempio nel brevetto U.5.A. N? 3.219.496 ed in un Articolo sul Progresso del Metalli, Dicembre 1993 pagine 71-75. ;In un'altra area, sono stati sviluppati metodi per la produzione di articoli a base di nichel aventi grani allungati usando le tecniche di ricristallizzazione direzione. Ci? viene descritto nel brevetto U.S.A. ND 3.975. 219. In tale brevetto, l'estrusione a caldo viene usata per densificare una polvere di superlega che viene quindi fucinata isotermicamente e ricristallizzata direzionalmente mediante il passaggio attraverso un gradiente termico. Il brevetto non indica qual'? l'orientamento preferito risultante, se esistente. ;In un'altra area correlata, i benefici dei grani allineati di orientamento controllato nei componenti per turbine agas di aeromobili sono ben noti e sono descritti nel brevetto U.5.A. 3.260.505 che descrive tali componenti ed i metodi della loro produzione mediante tecniche di colata. ;Descrizione dell'invenzione ;La presente invenzione ha particolare applicazione alle superleghe a base di nichel con la seguente ampia gamma di composizione: 2-9% Al, 0-6% Ti, 0-16% Mo, 0-12% Ta, 6-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Or, 0-29% Co, 0-0,3% C, 0-1% Y, 0-0,3% B, ;0-0,3% Zr, 0-2% V, 0-5% Re, il resto essendo essenzialmente nichel. ;Si ritiene che la presente invenzione ? generalmente applicabile a tutte le superleghe a base di nichel. Il materiale di partenza viene fornito in una forma lavorabile. Un sistema ? quello di consolidare la polvere, un altro sistema ? quello di partire con una colata, preferibilmente una colata di cristalli fini. Questo materiale viene quindi lavorato a caldo ad una temperatura vicino ma al di sotto della curva di solubilit? gamma primo.Preferibilmente questa lavorazione a caldo iniziale ? in una quantit? superiore a circa il 50%. Questo materiale lavorato a caldo ? quindi laminato afreddo in un modo particolare per una quantit? ulteriore circa del 65%. La fase di laminazione a freddo viene effettuata come segue: il materiale viene dapprima laminato a freddo. Una seconda fase di laminatura a freddo viene effettuata nella direzione trasversale di laminazione, vale a dire una direzione ruotata di 90% dalla direzione della laminazione a freddo iniziale. Il rapporto delle riduzioni nella fase di laminazione a freddo ini- ;;;3 ;ziale nella fase di laminazione trasversale al freddo finale ? di circa 75:25. Fasi intermedie di ricottura vengono impiegate durante entrambe le operazioni di laminazione a freddo e a caldo come necessario per impedire le fessurazioni. Il risultato ? un articolo avente una forte struttura a foglia (110) <112>. ;Questo materiale strutturato viene ricristallizzato direzionalmente per produrre grani allungati multipli o singoli grani di un orientamento controllato. La struttura (110)^112> controlla 1'orientamento dei grani ricristallizati. Variando i parametri direzionali di ricristallizzazione, si pu? produrre una fariet? di orientamenti finali. ;Di conseguenza lo scopo della presente invenzione ? quello di fornire un metodo per produrre fogli o lastre di superlega a base di nichel aventi una forte struttura di lamina (110)^112). ;E' un ulteriore scopo della presente invenzione quello di fornire lamine ricristallizzate direzionalmente composte da grani la cui direzione ^lll^ ? parallela alla direzione di laminazione trasversale. ;E1 un altro scopo della presente invenzione quello di fornire lamine la cui direzione^HO ? ? parallela alla direzione di laminazione diritta. ;E' ancora un altro scopo della presente invenzione quello di fornire tali lamine la cui direzione2l00? biseca l'angolo tra le direzioni di laminazione diritta e laminazione trasversale. ;I precedenti ed altri scopi, caratteristiche e vantaggi della presente invenzione diverranno pi? chiari dalla seguente descrizione di forme di realizzazione preferite e dai disegni annessi in cui: ;Breve descrizione dei disegni ;la Fig. 1 mostra la relazione tra la direzione normale (N.D.), la direzione di laminazione diritta (S.R.) e la direzione di laminazione trasversale (X.R.). ;La Fig. 2 mostra l'orientamento del materiale durante la laminazione diritta. La Fig. 3 mostra l'orientamento del materiale durante la laminazione trasversale. ;La Fig. 4 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento <.111?. La Fig. 5 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento ^IIG^. La Fig. 6 mostra la tecnica per produrre un materiale con orientamento 4100?. Le Figg. da 7 a 10 sono figure polari illustranti la struttura prodotta mediante i processi descritti negli esempi da 1 a 4. ;Secondo la presente invenzione il materiale di partenza ? una polvere di superlega a base di nichel. In generale qualsiasi superlega a base di nichel pu? essere impiegata. La ampia gamma di composizione di tali leghe ?: 2-9% Al, 0-6% Ta, ;0-16% Mo, 0-12% Ta, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Cr, 0-20% Co, 0-2% V, 0-5% Re, il resto essendo essenzialmente nichel. Altri ingredienti minori possono essere presenti includenti 0-0,3% C, 0-0,5% Hf, 0-03% Zr, 0-0,3% B e 0-1% Y. Queste leghe vengono lavorate mediante un metodo che produrr? un materiale omogeneo lavorabile a caldo. Il materiale di partenza deve essere omogeneo, denso e lavorabile a caldo. Un sistema ? quello di consolidare la polvere di superlega per esempio mediante pressione isostatica a caldo (HIP) o mediante estrusione a caldo. Un altro sistema ? quello di cominciare con un corpo colato, preferibilmente un pezzo colato a grana fine. Se si impiega il sistema della polvere, si deve fare attenzione ad impedire la contaminazione della polvere e preferibilmente la polvere viene mantenuta e maneggiata in condizioni inerti che elimineranno l'ossidazione delle particelle di polvere. La polvere viene quindi resa compatta per formare un articolo di completa densit? teorica. Il metodo di compattamento non appare essere critico per il successo della presente invenzione. Tipicamente ? stata impiegata la pressatura isostatica. La polvere viene chiusa a tenuta in una scatola di acciaio inossidabile evacuata. Tipiche condizioni di compattamento sono pressioni di gas di circa 103,42 MPa e temperature di circa 1149-1232<D>C per un tempo di circa 2 ore seguito da un raffreddamento in forno. I metodi di estrusione a caldo sono anche stati utilizzati con successo. Tipiche condizioni di estrusione sono temperature di 1204-1260?C e rapporti di estrusione maggiori di circa 4:1. La polvere viene posta in un contenitore di acciaio inossidabile prima dell'estrusione. ;L?articolo lavorabile viene quindi deformato a caldo per raggiungere una riduzione in area di circa il 40% e preferibilmente almeno il 55%. Questa deformazione a caldo migliora la successiva lavorabilit? a freddo del materiale. La laminazione a caldo ? stata impiegata ma altri processi come la fucinatura appaiono egualmente applicabili. Si pu? impiegare in processo descritto nel brevetto U.S.A. 3.519.303. La deformazione a caldo viene effettuata ad una temperatura che ? vicina ma inferiore alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo della lega, tipicamente 1177-1246?C. Se si impiega la laminazione a caldo, i passaggi iniziali di laminazione a caldo vengono preferibilmente effettuati alla estremit? alta della gamma di temperatura e con una riduzione relativamente bassa per passaggio (vale a dire 5%). I passaggi successivi possono essere effettuati a riduzioni maggiori (vale a dire 15%) e la temperatura pu? essere fatta diminuire verso l'estremit? bassa della gamma. L'articolo viene nuovamente riscaldato tra i passaggi come appropriato per mantenere la lega entro la gamma di temperatura desiderata. Alla fine della fase di lavorazione a caldo, il materiale pu? essere lasciato nella condizione lavorata e lasciato raffreddare ad aria. ;La Fase successiva ? quella che ? la pi? importante nello sviluppare la struttura desiderata. Questa ? un'operazione di laminazione a due stadi che viene chiamata la_ minazione a freddo ma che pu? essere effettuata a temperature fino a circa 650?C. Questa fase pu? essere compresa facendo riferimento alla Fig. 1 che mostra la striscia prima dell'operazione di laminazione a freddo e mostra tre assi ortogonali SR, XR e ND. L'operazione di laminazione a freddo comprende due fasi, nella prima fase la laminazione viene effettuata nella direzione 5R (laminazione diritta) e nella seconda fase la laminazione procede nella direzione XR (laminazione trasversale), vale a dire ad un angolo di 90? rispetto alla direzione SR. ;Le due fasi dell'operazione di laminazione a freddo devono produrre una riduzione totale di pi? del 55% e pi? preferibilmente di pi? del 65%. La quantit? di deformazione ? proporzionata tra le due fasi di laminazione a freddo in modo che nominalmente il 75% della deformazione si verifica nella fase iniziale di laminazione diritta ed il 25% si verifica nella fase di laminazione trasversale. E' la sequenza delle fasi che produce la struttura finale desiderata. La tipica riduzione per passaggio ? 1-2% e la riduzione totale tra ricotture intermedie (per esempio 1200<n>C per 3 minuti) ? 8-15%. Il rapporto tra le fasi di laminazione diritta a freddo e di laminazione trasversale a freddo pu? variare da 8D:20 a 70:30. ;Il risultato di questa procedura ? lo sviluppo di una forte struttura di lamina (100){112^.Ci? significa che un numero notevole di cristalli nella lamina sono orientati in modo tale che essi hanno i piani (110) paralleli alla superficie della lamina e le direzioni <112 che sono parallele alla direzione 5R. Naturalmente in una lamina a casaccio un certo numero di cristalli soddisfer? questi criteri. Tuttavia nelle lamine trattate secondo il metodo precedente, il numero dei cristalli che soddisfano a questi criteri ? di almeno quattro volte tanto e generalmente almeno sei volte di pi? di quanto si prevede in un tipo casuale. ;E' stato scoperto che la lamina di questa struttura ? altamente ricettiva alla ricristallizzazione direzionale per produrre lamine ricristallizzate il cui orientamento ? diverso dalla struttura originale che sono utili per la fabbricazione di articoli in superlega come descritto nel brevetto U.S.A. 3.872.563. La struttura di lamina <1103 zll2y precedentemente descritta pu? essere usata per produrre materiali ricristallizzati direzionalmente aventi la direzione <100> <110> o <1113 come direzione predominante nella lamina. Il termine ricristallizzazione direzionale viene usato in modo alquanto liberale e si ritiene effettivamente che ci? che si verifica pu? essere pi? accuratamente descritto come una crescita di cristallo anormale direzionale. Vale a dire sembra probabile che certi cristalli esistenti crescano a spese di altri cristalli esistenti piuttosto che il caso di una vera ricristallizzazione direzionale in cui nuovi cristalli verrebbero nucleati e crescono a spese dei cristalli esistenti. Senza tener conto della loro origine appare che le differenze nel regime di crescita del cristallo tra cristalli concorrenti produce la struttura osservata. ;Vi sono tre direzioni principali di cristallo nel sistema cubico: le direzioni 1003, <1103 e <111.3 rappresentando rispettivamente un bordo della cella unitaria, la diagonale di faccia della cella unitaria ed una diagonale che corre tra gli angoli opposti e che passa attraverso il centro della cella. L'orientamento <1003. ha basso modulo di elasticit? e cos? componenti di turbina il cui asse principale coincide con un asse <1003 saranno resistenti alla fatica termica.In modo simile la direzione <1113 ha un elevato modulo di elasticit? e articoli aventi questa direzione parallela alla direzione principale di sollecitazione sono resistenti ad elevata fatica ciclica. Attraverso la presente invenzione e la sua capacit? di produrre materiali con questi orientamenti differenti, si fornisce un elevato grado di flessibilit? al progettatore di componenti di turbina. ;Il metodo per produrre lamine aventi questi assi che giacciono entro il piano della lamina viene mostrato nelle Figg. 4,5 e 6. La Fig. 4 mostra che il passaggio della lamina attraverso un gradiente termico tale che la direzione del gradiente ? parallela all'asse XR risulta nella lamina che consiste in grani allungati il cui asse di allungamento ? la direzione <111>. Come mostrato nella figura, la direzione SR della lamina contiene la direzione (110> di cristalli allungati mentre la direzione normale originale della lamina contiene l'asse 012^ dei cristalli allungati. In maniera analoga la Fig. 5 mostra che se la lamina viene passata attraverso il gradiente termico in modo che l'asse SR ? parallelo alla direzione di movimento attraverso il gradiente termica, i grani hanno un asse di direzioneillD^ ed un asse O l0)>giace nella direzione XR e l'asse ^IOO^ giace nella direzione ND. La procedura mostrata in Fig. 6 differisce leggermente per il fatto che la lamina passa attraverso il gradiente termico lungo un asse che biseca la direzione SR ed XR risultante nella direzione ?100^ mediante l'allungamento dei cristalli ed i due assi ortogonali essendo del tipo C100}. ;Tipicamente il gradiente termico richiesto avr? una ripidit? di almeno 55<D>C misurata alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo della lega. L'estremit? calda del gradiente superer? la temperatura della curva di solubilit? gamma primo ma ovviamente non superer? la temperatura di fusione incipiente della lega. Regimi tipici di movimento trasversale attraverso il gradiente varieranno da 3,2 a 101 mm all'ora. ;La presente invenzione pu? essere meglio compresa facendo riferimento ai seguenti esempi che vengono intesi essere soltanto illustrativi piuttosto che limitativi. ESEMPIO 1 ;1. Composizione: - 14,4% Mo, 6,25% W, 6,8% Al, 0,04% C, il resto Ni. ;2. Dimensione della polvere: - 0,177 mm ;3. Metodo di consolidamento - Pressatura isostatica a caldo (H.I.P.) a 1232?C ;e 103,42MPa di pressione per due ore. ;4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 60%. ;5. Laminazione a freddo - riduzione totale 65%. ;a. laminazione diritta a freddo ;b. laminazione trasversale a freddo ;rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo = 75 : 25, ricotture intermedie a 1Q24?C. ;6. Struttura risultante - singolare (110) <112>, 7 volte di quella casuale come mostrato in Fig. 7. ;7. Ricristallizzazione direzionale (gradiente 39?C/cm misurato alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo) ;a. ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione trasversale a freddo a 6,35 mm/ora - risultato - (112) nel piano della lamina, orientamento assiale <111>. ;b. Ricristallizzazione direzionale parallela alla laminazione diritta a freddo a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina,<110> in direzione assiale. ;c. Ricristallizzazione direzionale in direzione che biseca le direzioni di laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo (sfalsamento di 45? dell?asse) a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina,4100)5 nella direzione assiale. ;ESEMPIO 2 ;1. Composizione - 9,0% Cr, 5,0% Al, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12% W, 1,0% Nb, 0,15% C, 0,015% B, 0,05% Zr (lega MAR-M20Q) il resto Ni. ;2. Dimensione della polvere: - 0,177 mm ;3. Metodo di consolidamento -estrusione a 1066<D>C ad un rapporto di estrusione 6,8 : 1. ;4. Lavorazione a caldo: - mediante fucinatura isotermica a 1121?C, regime di sollecitazione di 0,1 min \ sollecitazione totale 60%. ;5. Laminazione a freddo - riduzione totale 60% ;a. laminazione diritta a freddo ;b. laminazione trasversale a freddo ;rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo 75 : 25, ricotture intermedie a 1149?C. ;6. Struttura risultante - singolare (110) <1125? , 4,7 volte della casuale come mostrato in Fig. 8. ;7. Ricristallizzazione direzionale non ancora valutata. ;ESEMPIO 3 ;1. Composizione - 9,0% Cr, 7,0% Al, 9,5% W, 3,0% Ta, 1,0% Mo, il resto Ni. ;2. Dimensione della polvere: -0,177 mm ;3. Metodo di consolidamento - pressatura isostatica a caldo (H.I.P.) a 1232?C e 103,42 MPa di pressione per due ore. ;4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 60%. 5. Laminazione a freddo - riduzione totale 65% ;a. laminazione diritta a freddo ;b. laminazione trasversale a freddo ;rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo = 75 : 25, ricotture intermedie a 1204<D>C. ;6. Struttura risultante - singolare (110) ZH23, 12 volte di quella casuale come mostrato in Fig. 9. ;7. Ricristallizzazione direzionale (gradiente 39<D>C/cm misurata alla temperatura della curva di solubilit? gamma primo) ;a. ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione trasversale a freddo a 6,35 mm/ora - risultato - (112) nel piano della lamina, L 1115 orientamento assiale. ;b. Ricristallizzazione direzionale parallela alla direzione di laminazione diritta a freddo a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina, ^1103 nella direzione assiale. ;c. Ricristallizzazione direzionale nella direzione che biseca le direzioni di laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a freddo (45? di sfalsamento dell'asse) a 16-51 mm/ora - risultato - (100) nel piano della lamina, C 100> nella direzione assiale. ;ESEMPIO 4 ;1. Composizione - 9,035Cr, 6,535Al, 9,535W, 1,635Ta, 1,035Mo, 0,835 Nb, 0,0535C, 0,0135 B, 0,135Zr, il resta Ni. ;2. Dimensione della polvere: - 0,177 mm ;\ ;3. Metodo di consolidamento - pressatura isostatica a caldo (H.I.P.) a 1232?C e 103,4MPa di pressione per due ore. ;4. Lavorazione a caldo - mediante laminazione a 1204?C con riduzione del 6035. ;5. Laminazione a freddo - riduzione totale 6535 ;a. laminazione diritta a freddo ;b. laminazione trasversale a freddo ;rapporto tra laminazione diritta a freddo e laminazione trasversale a ;RIVENDICAZIONI ;1. Lamina di superlega a base di nichel caratterizzata dal fatto di avere una struttura singolare (110)< 112> di un'intensit? almeno quattro volte di quella casuale. ;2. Lamina second?-la rivendicazione 1 caratterizzata dal fatto di avere una intensit? di struttura di almeno sei volte quella casuale. ;3. Lamina in superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente caratterizzata dal fatto di essere composta da grani allungati allineati con la direzione Llll> che ? parallela all'asse d'allungamento. ;4. Lamina in superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente caratterizzata dal fatto di essere composta di grani allungati allineati con la direzione <110> che ? parallela all'asse di allungamento. ;3. Lamina di superlega a base di nichel ricristallizzata direzionalmente e caratterizzata dal fatto di essere composta di grani allungati allineati con la direzionez"100^> che ? parallela all'asse di allungamento. ;6. Metodo per produrre la lamina in superlega a base di nichel della rivendicazione 3 composta di grani allungati allineati il cui asse di allungamento corrisponde essenzialmente alla direzione <111> caratterizzato dal fatto di includere le operazioni di (a) fornire una lamina in superlega a base di nichel strutturata avente una struttura di lamina <110.3 <112> con l'asse <112> corrispondente essenzialmente alla direzione di laminazione di ritta e (b) far passare la lamina attraverso un gradiente termico la cui estremit? calda supera la temperatura di ricristallizzazione della lega in modo da effettuare la ricristallizzazione direzionale, per cui la lamina risultante conterr? grani allungati il cui asse di allungamento ha una prima direzione <110^ con una seconda direzione 110 che giace nella lamina ed un orientamento< 100* che ? perpendicolare alla lamina, detta seconda direzione <1103 e detta direzione <1003 essendo ortogonali a detta prima direzione<110>.
7. Metodo per produrre un articolo in superlega a struttura caratterizzato dal fatto di includere le operazioni di: (a) fornire un articolo in superlega lavorabile a caldo di completa densit?, (b) lavorare a caldo l'articolo ad una temperatura vicina alla curva di solubilit? gamma primo, (c) laminare a freddo il materiale lungo una particolare direzione con ricotture intermedie, e (d) laminare a freddo il materiale in una direzione a 90? di rotazione dalla direzione usata nella fase (c) con ricotture intermedie con la riduzione totale nelle fasi (c) e (d) che supera il 50% e con il rapporto delle riduzioni tra le fasi (c) e (d) che varia da 70:30 a 80:20.
R IA SSUN TO
Viene descritta una sequenza di lavorazione per produrre strutture a cristallo orientato allungato controllato specificamente in superleghe a base di nichel. Il metodo viene effettuato allo stato solido. Il materiale di superlega viene fornito in una forma densa lavorabile. Il materiale viene laminato direttamente a freddo e laminato trasversalmente a freddo con ricotture intermedie. Questa sequenza produce una particolare struttura od orientamento preferito nell'articolo laminato. Questo articolo cos? strutturato viene quindi ricristallizzato direzionalmente per produrre la microstruttura finale desiderata composta da cristalli allungati allineati di un orientamento particolare controllabile.
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| US4499155A (en) * | 1983-07-25 | 1985-02-12 | United Technologies Corporation | Article made from sheet having a controlled crystallographic orientation |
| GB2153845A (en) * | 1984-02-07 | 1985-08-29 | Inco Alloys Products Limited | Production of superalloy sheet |
| US4702782A (en) * | 1986-11-24 | 1987-10-27 | United Technologies Corporation | High modulus shafts |
| CH671583A5 (it) * | 1986-12-19 | 1989-09-15 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| GB2235697B (en) * | 1986-12-30 | 1991-08-14 | Gen Electric | Improved and property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles. |
| US4781772A (en) * | 1988-02-22 | 1988-11-01 | Inco Alloys International, Inc. | ODS alloy having intermediate high temperature strength |
| JPH0225537A (ja) * | 1988-07-15 | 1990-01-29 | Natl Res Inst For Metals | 超塑性耐熱Ｎｉ基合金鍛造物とその製造方法 |
| US4932974A (en) * | 1989-07-06 | 1990-06-12 | Pappas Michael J | Prosthetic device with predetermined crystal orientation |
| US5820700A (en) * | 1993-06-10 | 1998-10-13 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy columnar grain and equiaxed materials with improved performance in hydrogen and air |
| FR2722510B1 (fr) * | 1994-07-13 | 1996-08-14 | Snecma | Procede d'elaboration de toles en alliage 718 et de formage superplastique de ces toles |
| US5725692A (en) * | 1995-10-02 | 1998-03-10 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy articles with improved resistance to crack propagation |
| US5682747A (en) * | 1996-04-10 | 1997-11-04 | General Electric Company | Gas turbine combustor heat shield of casted super alloy |
| DE19624055A1 (de) * | 1996-06-17 | 1997-12-18 | Abb Research Ltd | Nickel-Basis-Superlegierung |
| DE10100790C2 (de) * | 2001-01-10 | 2003-07-03 | Mtu Aero Engines Gmbh | Nickel-Basislegierung für die gießtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile |
| US7338259B2 (en) * | 2004-03-02 | 2008-03-04 | United Technologies Corporation | High modulus metallic component for high vibratory operation |
| US20050227106A1 (en) * | 2004-04-08 | 2005-10-13 | Schlichting Kevin W | Single crystal combustor panels having controlled crystallographic orientation |
| US7378132B2 (en) * | 2004-12-14 | 2008-05-27 | Honeywell International, Inc. | Method for applying environmental-resistant MCrAlY coatings on gas turbine components |
| US20070095441A1 (en) * | 2005-11-01 | 2007-05-03 | General Electric Company | Nickel-base alloy, articles formed therefrom, and process therefor |
| US8708659B2 (en) | 2010-09-24 | 2014-04-29 | United Technologies Corporation | Turbine engine component having protective coating |
| US9551049B2 (en) | 2012-08-28 | 2017-01-24 | United Technologies Corporation | High elastic modulus shafts and method of manufacture |
| EP3090128B1 (en) * | 2013-12-06 | 2020-04-29 | United Technologies Corporation | Aluminum alloy airfoil with designed crystallographic texture |
| US10920595B2 (en) | 2017-01-13 | 2021-02-16 | General Electric Company | Turbine component having multiple controlled metallic grain orientations, apparatus and manufacturing method thereof |
| CN108588498B (zh) * | 2018-05-30 | 2020-04-07 | 哈尔滨理工大学 | 一种镍基梯度材料及选区激光熔化法制备镍基梯度材料的方法 |
| CN110592506B (zh) * | 2019-09-29 | 2020-12-25 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种gh4780合金坯料和锻件及其制备方法 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3346427A (en) * | 1964-11-10 | 1967-10-10 | Du Pont | Dispersion hardened metal sheet and process |
| NL171309C (nl) * | 1970-03-02 | 1983-03-01 | Hitachi Ltd | Werkwijze voor de vervaardiging van een halfgeleiderlichaam, waarbij een laag van siliciumdioxyde wordt gevormd op een oppervlak van een monokristallijn lichaam van silicium. |
| US4002503A (en) * | 1970-09-29 | 1977-01-11 | Johnson, Matthey & Co., Limited | Treatment of metals and alloy |
| GB1381859A (en) * | 1971-05-26 | 1975-01-29 | Nat Res Dev | Trinickel aluminide base alloys |
| US3787205A (en) * | 1972-05-30 | 1974-01-22 | Int Nickel Co | Forging metal powders |
| US3992161A (en) * | 1973-01-22 | 1976-11-16 | The International Nickel Company, Inc. | Iron-chromium-aluminum alloys with improved high temperature properties |
| GB1449273A (en) * | 1973-07-25 | 1976-09-15 | Gen Electric | Heat treatment of alloys |
| US3975219A (en) * | 1975-09-02 | 1976-08-17 | United Technologies Corporation | Thermomechanical treatment for nickel base superalloys |
| US3982973A (en) * | 1975-12-11 | 1976-09-28 | The International Nickel Company, Inc. | Cube textured nickel |
| US4129464A (en) * | 1977-08-24 | 1978-12-12 | Cabot Corporation | High yield strength Ni-Cr-Mo alloys and methods of producing the same |
-
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