JPH01104738A - ニッケル基合金 - Google Patents
ニッケル基合金Info
- Publication number
- JPH01104738A JPH01104738A JP63194677A JP19467788A JPH01104738A JP H01104738 A JPH01104738 A JP H01104738A JP 63194677 A JP63194677 A JP 63194677A JP 19467788 A JP19467788 A JP 19467788A JP H01104738 A JPH01104738 A JP H01104738A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- approximately
- phase
- nickel
- titanium
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 112
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 112
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 68
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 32
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims abstract description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract 7
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 17
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims description 3
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims description 3
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 5
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 5
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims 2
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 claims 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 27
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 6
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 5
- 230000008439 repair process Effects 0.000 description 5
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 4
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 238000013461 design Methods 0.000 description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001154 acute effect Effects 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 239000000945 filler Substances 0.000 description 1
- 238000005495 investment casting Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 150000002815 nickel Chemical class 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
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
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明はニッケル基合金に関するものであって、更に詳
し、く言えば、ガスタービンの多翼ノズル用途にとって
十分なりリープ強さを持った鋳造可能かつ溶接可能なニ
ッケル基合金に関する。
し、く言えば、ガスタービンの多翼ノズル用途にとって
十分なりリープ強さを持った鋳造可能かつ溶接可能なニ
ッケル基合金に関する。
先行技術の説明
ニッケル基台金の設計に際しては、所望の組合せの性質
を達成するなめに特定の決定的な合金元素の濃度を調整
することが必要となる。タービンノズル用途のために適
する耐熱合金の場合、そのような特性とは高温強度、耐
食性、鋳造性および溶接性である。しかし残念なから、
一つの特性を最適化することによって別の特性が悪影響
を受ける場合が多い。
を達成するなめに特定の決定的な合金元素の濃度を調整
することが必要となる。タービンノズル用途のために適
する耐熱合金の場合、そのような特性とは高温強度、耐
食性、鋳造性および溶接性である。しかし残念なから、
一つの特性を最適化することによって別の特性が悪影響
を受ける場合が多い。
合金の設計は、部品設計上の様々な要求条件を満足させ
る最良の組合せの特性を総合的に達成しようとする折衷
作業である。いずれかの特性が最適化されることは滅多
にない、換饋すれば、バランスの良い化学組成および適
切な熱処理法操作の開発により、所望の特性間における
最良の妥協案が亘出されるわけである。
る最良の組合せの特性を総合的に達成しようとする折衷
作業である。いずれかの特性が最適化されることは滅多
にない、換饋すれば、バランスの良い化学組成および適
切な熱処理法操作の開発により、所望の特性間における
最良の妥協案が亘出されるわけである。
このような折、衷作業の一例として、補修溶接可能な耐
熱性合金と優れたクリープ抵抗性を有する耐熱合金との
間の折衷作業がある。一般に、耐熱合金の溶接が容易で
あるほど、満足すべきクリープ強さを得ることは困難に
なる。この問題は、特にガスタービンノズル用の合金の
場合に深刻なものとなる。また、補修溶接性およびクリ
ープ抵抗性を有することに加えて、ガスタービンノズル
用の合金は鋳造性並びに低サイクル疲れ、腐食および酸
化に対する高度の抵抗性をも有する必要がある。
熱性合金と優れたクリープ抵抗性を有する耐熱合金との
間の折衷作業がある。一般に、耐熱合金の溶接が容易で
あるほど、満足すべきクリープ強さを得ることは困難に
なる。この問題は、特にガスタービンノズル用の合金の
場合に深刻なものとなる。また、補修溶接性およびクリ
ープ抵抗性を有することに加えて、ガスタービンノズル
用の合金は鋳造性並びに低サイクル疲れ、腐食および酸
化に対する高度の抵抗性をも有する必要がある。
従来のコバルト基合金は、熱疲労割れを生じ易いにもか
かわらず、初段タービンノズル用途にとって適格なもの
であることが判明している。かかる合金が適格とされる
理由は、それらの補修溶接が容易であることにある。し
かしなから、後段ノズルにおけるコバルト基合金の使用
はクリープによって制限されることが判明している。す
なわち、ノズルの下流側へのクリープのためにタービン
隔板間の隙間が許容し得ない程に低減するような位置に
はコバルト合金を使用することができないのである。か
かる後段ノズル用途にとって十分なりリープ強さを持っ
たコバルト基合金も知られているが、それらは所望の溶
接性を有していない。
かわらず、初段タービンノズル用途にとって適格なもの
であることが判明している。かかる合金が適格とされる
理由は、それらの補修溶接が容易であることにある。し
かしなから、後段ノズルにおけるコバルト基合金の使用
はクリープによって制限されることが判明している。す
なわち、ノズルの下流側へのクリープのためにタービン
隔板間の隙間が許容し得ない程に低減するような位置に
はコバルト合金を使用することができないのである。か
かる後段ノズル用途にとって十分なりリープ強さを持っ
たコバルト基合金も知られているが、それらは所望の溶
接性を有していない。
鋳造されたニッケル基合金は全体的に見てコバルト基台
金よりも遥かに大きいクリープ強さを有するが、酷使さ
れる工業用ガスタービンのノズル用途においてニッケル
基合金が広く使用されてきたわけではなかった。その理
由は、公知のごとくにニッケル基合金の溶接性が悪いこ
とにある。実際、従来のニッケル基合金は多くのタービ
ンノズル用途に関して要求される以上のクリープ強さを
有している。かかる合金の実例は、米国特許第４０３９
３３０号明細書中に開示されている。このニッケル基台
金は優れたクリープ強さを有するにもかかわらず、溶接
性が悪いため、割れたタービン部品を溶接によって補修
することが困難もしくは不可能となる場合がある。
金よりも遥かに大きいクリープ強さを有するが、酷使さ
れる工業用ガスタービンのノズル用途においてニッケル
基合金が広く使用されてきたわけではなかった。その理
由は、公知のごとくにニッケル基合金の溶接性が悪いこ
とにある。実際、従来のニッケル基合金は多くのタービ
ンノズル用途に関して要求される以上のクリープ強さを
有している。かかる合金の実例は、米国特許第４０３９
３３０号明細書中に開示されている。このニッケル基台
金は優れたクリープ強さを有するにもかかわらず、溶接
性が悪いため、割れたタービン部品を溶接によって補修
することが困難もしくは不可能となる場合がある。
大形の焼流し精密鋳造品が関与するガスタービン用途に
おいてニッケル基合金を使用する場合に見られるもう一
つの問題は、元素の偏析のために′該合金の物理的性質
が悪影響を受ける可能性があるということである０元素
の偏析は、大形鋳造品の比較的緩徐な凝固時において生
じる。その結果、η相のごとき望ましくない相が凝固時
において合金中に生成することもあれば、あるいはその
後における長時間の高温暴露中に生成することもある。
おいてニッケル基合金を使用する場合に見られるもう一
つの問題は、元素の偏析のために′該合金の物理的性質
が悪影響を受ける可能性があるということである０元素
の偏析は、大形鋳造品の比較的緩徐な凝固時において生
じる。その結果、η相のごとき望ましくない相が凝固時
において合金中に生成することもあれば、あるいはその
後における長時間の高温暴露中に生成することもある。
大形のタービンノズルセグメントはこのような条件にさ
らされることがあるから、かかる相の生成を防止するた
め十分にバランスの取れた合金元素の組合せを維持しな
ければならない、このような相が機械的性質の低下をも
たらすほどの量で生成する場合、該合金は冶金的に不安
定であると言われる。
らされることがあるから、かかる相の生成を防止するた
め十分にバランスの取れた合金元素の組合せを維持しな
ければならない、このような相が機械的性質の低下をも
たらすほどの量で生成する場合、該合金は冶金的に不安
定であると言われる。
従来のニッケル基合金に関する更にもう一つの欠点は、
所望の最終特性を得るために複雑で時間のかかる熱処理
操作が必要とされ、それがかかる合金の原価を上昇させ
るということである。
所望の最終特性を得るために複雑で時間のかかる熱処理
操作が必要とされ、それがかかる合金の原価を上昇させ
るということである。
そのようなわけで、初段および後段のタービンノズル用
途にとって必要なりリープ強さを有するニッケル基合金
が要望されているのである、商業的に有用であるために
は、かかる合金は鋳造可能であると共に、工業界におけ
る補修の要求を満足するよう容易に溶接可能でなければ
ならない。また、かかる合金は比較的迅速かつ経済的に
熱処理を施すことができると共に、冶金的な不安定性を
実質的に示さないものでなければならない、更にまた、
かかる合金は優れた耐食性および耐酸化性をも有してい
なければならない。
途にとって必要なりリープ強さを有するニッケル基合金
が要望されているのである、商業的に有用であるために
は、かかる合金は鋳造可能であると共に、工業界におけ
る補修の要求を満足するよう容易に溶接可能でなければ
ならない。また、かかる合金は比較的迅速かつ経済的に
熱処理を施すことができると共に、冶金的な不安定性を
実質的に示さないものでなければならない、更にまた、
かかる合金は優れた耐食性および耐酸化性をも有してい
なければならない。
発明の要約
本発明は、上記のごとき要求を満たすためになされたも
のである。それ故に本発明の主たる目的は、鋳造可能か
つ溶接可能であると共に優れたクリープ強さを有する冶
金的に安定なニッケル基合金を提供することにある。
のである。それ故に本発明の主たる目的は、鋳造可能か
つ溶接可能であると共に優れたクリープ強さを有する冶
金的に安定なニッケル基合金を提供することにある。
また、従来のコバルト基合金に比べて少なくとも１００
″Ｆのクリープ強さ向上を示す溶接可能なニッケル基合
金を提供することも本発明の目的の一つである。
″Ｆのクリープ強さ向上を示す溶接可能なニッケル基合
金を提供することも本発明の目的の一つである。
更にまた、ガスタービン部品用途においてしばしば要求
される厚肉断面の部品として鋳造可能なニッケル基合金
を提供することも本発明の目的の一つである。
される厚肉断面の部品として鋳造可能なニッケル基合金
を提供することも本発明の目的の一つである。
更にまた、迅速かつ効率的に熱処理を施すことのできる
ニッケル基合金を提供することも本発明の目的の一つで
ある。
ニッケル基合金を提供することも本発明の目的の一つで
ある。
上記およびその他の目的は、綿密に調節された量の析出
硬化性元素並びに所定量の炭素およびジルコニウムを含
有するニッケル基合金によって達成される。
硬化性元素並びに所定量の炭素およびジルコニウムを含
有するニッケル基合金によって達成される。
本発明のその他の目的、特徴および利点は、以下の詳細
な説明を読むことによって一層良く理解されよう。
な説明を読むことによって一層良く理解されよう。
好適な実施の態様の詳細な説明
上記のとおり、バランスの良い化学組成および適切な熱
処理操作の開発により、特定のニッケル基合金用途に関
して所望の合金特性間における最良の折衷案を得ること
ができる。本発明に従って綿密に調節された主な特性は
、クリープ強さ、溶接性および鋳造性である。更に詳し
く述べれば、米国特許、第４０３９３３０号明細書中に
開示されたニッケル基合金組成物（以後は「基準合金」
と呼ぶ）が有するクリープ強さの一部を犠牲にすること
により、耐酸化性、耐食性および冶金的安定性を低下さ
せることなしに延性および溶接性の向上が達成された。
処理操作の開発により、特定のニッケル基合金用途に関
して所望の合金特性間における最良の折衷案を得ること
ができる。本発明に従って綿密に調節された主な特性は
、クリープ強さ、溶接性および鋳造性である。更に詳し
く述べれば、米国特許、第４０３９３３０号明細書中に
開示されたニッケル基合金組成物（以後は「基準合金」
と呼ぶ）が有するクリープ強さの一部を犠牲にすること
により、耐酸化性、耐食性および冶金的安定性を低下さ
せることなしに延性および溶接性の向上が達成された。
先ず基準合金から出発すれば、注意深くバランスを取り
なからアルミニウムおよびチタンの含量を低減させると
、容易に溶接可能でありなから基準合金の残りの望まし
い特性は保持されるようなニッケル基合金が得られるこ
とが判明した。更にまた、基準合金の鋳造性を改善する
ためく炭素およびジルコニウムの含量を低減させること
によって鋳造の容易な合金が得られた。本発明の要点の
一つは、Ａｌ／Ｔｉの原子パーセント比を基準合金の場
合とほぼ同じ値に維持しなからＡＩおよびＴｉの絶対含
量を減少させて延性および溶接性を向上させることによ
り、基準合金の冶金的安定性および望ましい特性を維持
することにある。
なからアルミニウムおよびチタンの含量を低減させると
、容易に溶接可能でありなから基準合金の残りの望まし
い特性は保持されるようなニッケル基合金が得られるこ
とが判明した。更にまた、基準合金の鋳造性を改善する
ためく炭素およびジルコニウムの含量を低減させること
によって鋳造の容易な合金が得られた。本発明の要点の
一つは、Ａｌ／Ｔｉの原子パーセント比を基準合金の場
合とほぼ同じ値に維持しなからＡＩおよびＴｉの絶対含
量を減少させて延性および溶接性を向上させることによ
り、基準合金の冶金的安定性および望ましい特性を維持
することにある。
耐熱性のニッケル基合金における強度は、γ′相［Ｎ
１ｓ（Ａ Ｉ、 Ｔ ｉ）］の析出による析出硬化、溶
体化硬化、および粒界における炭化物硬化に由来する。
１ｓ（Ａ Ｉ、 Ｔ ｉ）］の析出による析出硬化、溶
体化硬化、および粒界における炭化物硬化に由来する。
勿論、最も強力なものはγ′相による析出硬化機構であ
る。ガスタービンノズル用途にとって最良である合金特
性間の折衷案を得るため、主たる析出硬化性元素（すな
わち、Ｔｉ、ＡＩ、Ｔｚおよびｃｂ）の含量を減少させ
ることにより基準合金の不要もしくは過剰のクリープ強
さが削減された。それにより、基準合金の冶金的安定性
またはその他の望ましい特性に悪影響を及ぼすことなく
、延性および溶接性の向上が得られる。更にまた、注意
深くバランスをとりなからＣおよびＺｒの含量を調節す
ることにより、基準合金に対する本発明合金の鋳造性の
向上が得られた。
る。ガスタービンノズル用途にとって最良である合金特
性間の折衷案を得るため、主たる析出硬化性元素（すな
わち、Ｔｉ、ＡＩ、Ｔｚおよびｃｂ）の含量を減少させ
ることにより基準合金の不要もしくは過剰のクリープ強
さが削減された。それにより、基準合金の冶金的安定性
またはその他の望ましい特性に悪影響を及ぼすことなく
、延性および溶接性の向上が得られる。更にまた、注意
深くバランスをとりなからＣおよびＺｒの含量を調節す
ることにより、基準合金に対する本発明合金の鋳造性の
向上が得られた。
本発明合金の組成の決定は、特にガスタービンノズル用
途に適したクリープ強さレベルの選定によって開始され
た。ニッケル基合金の高温強度はγ“相の容量分率に正
比例し、また該容量分率は存在するγ′相生成元素（Ａ
Ｉ＋Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｃｂ）の総量に正比例するから、所定
のクリープ強さレベルを達成するために必要なそれらの
元素の量を計算することが可能である。なお、γ′相、
炭化物相及びホウ化物相のごとき二次相の概略組成なら
びにγ′相の容量分率もまた、合金の初期組成および生
成する相に関する幾つかの基礎的な仮定に基づいて計算
することができる。このような手順に従い、所望レベル
のクリープ強さを有する合金は約２８（容量）％のγ′
相および約６（原子）％のγ′相生成元素（ＡＩ＋Ｔｉ
＋Ｔま＋ｃｂ＞を含有することが確認された。
途に適したクリープ強さレベルの選定によって開始され
た。ニッケル基合金の高温強度はγ“相の容量分率に正
比例し、また該容量分率は存在するγ′相生成元素（Ａ
Ｉ＋Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｃｂ）の総量に正比例するから、所定
のクリープ強さレベルを達成するために必要なそれらの
元素の量を計算することが可能である。なお、γ′相、
炭化物相及びホウ化物相のごとき二次相の概略組成なら
びにγ′相の容量分率もまた、合金の初期組成および生
成する相に関する幾つかの基礎的な仮定に基づいて計算
することができる。このような手順に従い、所望レベル
のクリープ強さを有する合金は約２８（容量）％のγ′
相および約６（原子）％のγ′相生成元素（ＡＩ＋Ｔｉ
＋Ｔま＋ｃｂ＞を含有することが確認された。
γ′相の生成に関与する主要な元素はＡＩおよびＴｉで
ある一方、ＭＣ炭化物の生成後に残留するＴａおよびｃ
ｂもそれより小さいが無視できない役割を演じる。なお
、基準合金によって示される優れた耐食性および冶金的
安定性を維持するため、ＡＩの原子パーセントとＴｉの
原子パーセントとの比は基準合金の場合と同じ０６９１
に維持された。
ある一方、ＭＣ炭化物の生成後に残留するＴａおよびｃ
ｂもそれより小さいが無視できない役割を演じる。なお
、基準合金によって示される優れた耐食性および冶金的
安定性を維持するため、ＡＩの原子パーセントとＴｉの
原子パーセントとの比は基準合金の場合と同じ０６９１
に維持された。
更にまた、本発明合金の鋳造性を確保するため、Ｃおよ
びＺｒの両方が市販品である基準合金の公称値よりも低
減された。過去の経験によれば、Ｃ含量が約０．１２
（重量）％を越えるか、あるいはＺ「含量が０．０４〜
０．０５（重量）％を越えると、羽根またはノズルのご
とき大形タービン部品の鋳造に際して微小収縮および（
または）高温ひずみ割れが一層起こり易くなることが判
明している。それ故、Ｃ含量は０，１（重量）％の公称
値に設定され、かつＺ「含量は０，０１〜０．０２（重
量）％の公称値に設定された。これらの基準および仮定
に従い、本発明の合金組成中における主要元素の量が算
出された。こうして得られた合金の総合組成を下記第１
表中に示す、この組成は、約２８（容量）％のγ“相を
生成するために必要なＡＩおよびＴＩ含量の第一近似を
与えるものである。
びＺｒの両方が市販品である基準合金の公称値よりも低
減された。過去の経験によれば、Ｃ含量が約０．１２
（重量）％を越えるか、あるいはＺ「含量が０．０４〜
０．０５（重量）％を越えると、羽根またはノズルのご
とき大形タービン部品の鋳造に際して微小収縮および（
または）高温ひずみ割れが一層起こり易くなることが判
明している。それ故、Ｃ含量は０，１（重量）％の公称
値に設定され、かつＺ「含量は０，０１〜０．０２（重
量）％の公称値に設定された。これらの基準および仮定
に従い、本発明の合金組成中における主要元素の量が算
出された。こうして得られた合金の総合組成を下記第１
表中に示す、この組成は、約２８（容量）％のγ“相を
生成するために必要なＡＩおよびＴＩ含量の第一近似を
与えるものである。
第−ｉｆ
Ｎ ｉ ５０．９８ ４９．
６４Ｃｏ １９．０ １
ａ４２Ｃｒ ２２．５
２４．７２Ｗ ２．０
０．６２Ｔａ １．０５
．０．３３Ｃｂ ０．９２
０．５７Ａ Ｉ １．１°６
２４６Ｔｉ ２２６
２．７０Ｚｒ Ｏ，０２０，
０１Ｂ Ｏ，０１Ω、０５ＣＯ，１０
０，４８ ［γ′相の容量分率＝２ａ４１Ｃ容量）％］更に検討を
重ねた結果として、下記第２表中に示されるような値が
得られた。なお、この表中には比較用として基準合金の
Ｍ融物組成も示されている。
６４Ｃｏ １９．０ １
ａ４２Ｃｒ ２２．５
２４．７２Ｗ ２．０
０．６２Ｔａ １．０５
．０．３３Ｃｂ ０．９２
０．５７Ａ Ｉ １．１°６
２４６Ｔｉ ２２６
２．７０Ｚｒ Ｏ，０２０，
０１Ｂ Ｏ，０１Ω、０５ＣＯ，１０
０，４８ ［γ′相の容量分率＝２ａ４１Ｃ容量）％］更に検討を
重ねた結果として、下記第２表中に示されるような値が
得られた。なお、この表中には比較用として基準合金の
Ｍ融物組成も示されている。
下記第３表には、（現行の市販品である）基準合金およ
び第２表中の「最適目標値」欄に示されたものとほぼ同
じ組成を有する合金に関して得られた引張試験結果が示
されている０本発明合金の試験片１〜４および９〜１２
と基準合金の試験片５〜８および１３〜１６とを比較す
れば、基準合金の強度を低下させて延性（および溶接性
）を向上させるという目的が達成されたことがわかる。
び第２表中の「最適目標値」欄に示されたものとほぼ同
じ組成を有する合金に関して得られた引張試験結果が示
されている０本発明合金の試験片１〜４および９〜１２
と基準合金の試験片５〜８および１３〜１６とを比較す
れば、基準合金の強度を低下させて延性（および溶接性
）を向上させるという目的が達成されたことがわかる。
第３表中の「熱処理」欄に示されたＡは２１２０’Ｆ、
／４時間、１８３２６Ｆ／６時間、１６５３°Ｆ／２４
時間および１２９１°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルを
表わし、またＢは２１００’Ｆ／４時間および１４７５
°Ｆ／８時間の熱処理サイクルを表わす。更にまた、星
印（＊）は試験に先立って大形のスラブ状鋳造品から機
械加工された試験片を表わす。その他のデータは、所定
の試験片寸法に鋳造された小形の試験片に関して得られ
たものである。熱処理Ａを施した２種の試験片に関して
認められる引張特性の差は、ニッケル基超合金における
断面寸法の違いを反映するものである。スラブ状鋳造品
から機械加工された試験片に関するデータは、実際のタ
ービン部品（すなわち、ノズルおよび羽根）を−層良く
表わしている。なぜなら、実際のタービン部品も比較的
ゆっくりと凝固する厚肉断面の大形鋳造品だからである
。スラブ状の試験片に関して２種の熱処理操作を比較す
れば、熱処理Ａに比べて熱処理Ｂの方が延性の低下なし
に顕著に大きい極限強さおよび降伏強さをもたらすこと
がわかる。
／４時間、１８３２６Ｆ／６時間、１６５３°Ｆ／２４
時間および１２９１°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルを
表わし、またＢは２１００’Ｆ／４時間および１４７５
°Ｆ／８時間の熱処理サイクルを表わす。更にまた、星
印（＊）は試験に先立って大形のスラブ状鋳造品から機
械加工された試験片を表わす。その他のデータは、所定
の試験片寸法に鋳造された小形の試験片に関して得られ
たものである。熱処理Ａを施した２種の試験片に関して
認められる引張特性の差は、ニッケル基超合金における
断面寸法の違いを反映するものである。スラブ状鋳造品
から機械加工された試験片に関するデータは、実際のタ
ービン部品（すなわち、ノズルおよび羽根）を−層良く
表わしている。なぜなら、実際のタービン部品も比較的
ゆっくりと凝固する厚肉断面の大形鋳造品だからである
。スラブ状の試験片に関して２種の熱処理操作を比較す
れば、熱処理Ａに比べて熱処理Ｂの方が延性の低下なし
に顕著に大きい極限強さおよび降伏強さをもたらすこと
がわかる。
第２表中の「許容し得る溶融物組成範囲」欄に示された
組成に従って満足すべき合金を製造することができるが
、第２表中の「好適な溶融物組成範囲」欄に示された組
成に従えばタービンノズル用途に対して特に適合する優
れた合金を製造することができる。第２表中に示された
最適の組成を有する合金は、容易に鋳造可能かつ溶接可
能であり、良好な耐酸化性および耐食性を有し、しかも
冶金的に安定なものである。かかる最適合金のクリープ
強さは基準合金を含む公知のニッケル基合金のクリープ
強さより小さいとは言え、そのクリープ強さは多くのガ
スタービンノズル用途にとって十分に適格なものである
。
組成に従って満足すべき合金を製造することができるが
、第２表中の「好適な溶融物組成範囲」欄に示された組
成に従えばタービンノズル用途に対して特に適合する優
れた合金を製造することができる。第２表中に示された
最適の組成を有する合金は、容易に鋳造可能かつ溶接可
能であり、良好な耐酸化性および耐食性を有し、しかも
冶金的に安定なものである。かかる最適合金のクリープ
強さは基準合金を含む公知のニッケル基合金のクリープ
強さより小さいとは言え、そのクリープ強さは多くのガ
スタービンノズル用途にとって十分に適格なものである
。
第２表中に規定された合金は、ニッケル基合金に適合し
た公知の熱処理操作に従って満足すべき熱処理を施すこ
とができる。たとえば、２’ｌ ２０°Ｆ／４時間、１
８３２”Ｆ／６時間、１６５２°Ｆ／２４時間および１
２９２°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルによって十分に
良好な結果が得られる。しかしなから、基準合金に関し
て使用されているこの特定の熱処理操作は比較的多くの
時間および経費を必要とする。
た公知の熱処理操作に従って満足すべき熱処理を施すこ
とができる。たとえば、２’ｌ ２０°Ｆ／４時間、１
８３２”Ｆ／６時間、１６５２°Ｆ／２４時間および１
２９２°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルによって十分に
良好な結果が得られる。しかしなから、基準合金に関し
て使用されているこの特定の熱処理操作は比較的多くの
時間および経費を必要とする。
第２表中に示された合金に対して特に良く適合するもの
として、−層経済的で一層短時間の熱処理操作が開発さ
れた。この熱処理操作は、比較的簡単であるばかりでな
く、引張強さおよび降伏強さの顕著な向上をもたらす。
として、−層経済的で一層短時間の熱処理操作が開発さ
れた。この熱処理操作は、比較的簡単であるばかりでな
く、引張強さおよび降伏強さの顕著な向上をもたらす。
詳しく述べれば、かかる改良された熱処理操作は２１０
０°Ｆで約４時間の加熱および１４７５°Ｆで約８時間
の加熱から成るものである。第３表中の値は、第２表中
の好適な溶融物組成範囲に従って調製された試験片から
得られたものであって、第２表中の最適合金の特性を正
確に反映している。
０°Ｆで約４時間の加熱および１４７５°Ｆで約８時間
の加熱から成るものである。第３表中の値は、第２表中
の好適な溶融物組成範囲に従って調製された試験片から
得られたものであって、第２表中の最適合金の特性を正
確に反映している。
下記第４表には、基準合金および第２表中の「最適目標
値」欄に示されたものとほぼ同じ組成を有する合金に関
して得られた応力破壊試験結果が示されている。本発明
合金の試験片Ａ〜Ｇと基準合金の試験片Ｈおよび■とを
比較すれば、基準合金に比べて本発明合金が高温強度の
低下および延性の増大を示すことが明らかである。また
、本発明合金に関して熱処理Ａと熱処理Ｂとを比較すれ
ば、短時間の熱処理Ｂによ・つて応力破壊寿命の向上が
得られることもわかる。熱処理Ｂにおいては、熱処理Ａ
に比べて延性が多少低下するが、それでも本発明合金の
延性は基準合金の延性より十分に大きい。
値」欄に示されたものとほぼ同じ組成を有する合金に関
して得られた応力破壊試験結果が示されている。本発明
合金の試験片Ａ〜Ｇと基準合金の試験片Ｈおよび■とを
比較すれば、基準合金に比べて本発明合金が高温強度の
低下および延性の増大を示すことが明らかである。また
、本発明合金に関して熱処理Ａと熱処理Ｂとを比較すれ
ば、短時間の熱処理Ｂによ・つて応力破壊寿命の向上が
得られることもわかる。熱処理Ｂにおいては、熱処理Ａ
に比べて延性が多少低下するが、それでも本発明合金の
延性は基準合金の延性より十分に大きい。
第４表中の「熱処理」欄に示されたＡは２１２０下／４
時間、１８３２下／６時間、１６５３下／２４時間およ
び１２９２°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルを表わし、
またＢは２１００’Ｆ／４時間および１４７５°Ｆ／８
時間の熱処理サイクルを表わす、星印（＊）は第３表中
の引張特性データの場合と同じ意味を有する。所定の試
験片寸法に鋳造された試験片と大形の鋳造品から機械加
工された試験片との間には、応力破壊特性に関してほと
んど差がなかった。これは、大部分のニッケル基超合金
に関して見られる性質である。
時間、１８３２下／６時間、１６５３下／２４時間およ
び１２９２°Ｆ／１６時間の熱処理サイクルを表わし、
またＢは２１００’Ｆ／４時間および１４７５°Ｆ／８
時間の熱処理サイクルを表わす、星印（＊）は第３表中
の引張特性データの場合と同じ意味を有する。所定の試
験片寸法に鋳造された試験片と大形の鋳造品から機械加
工された試験片との間には、応力破壊特性に関してほと
んど差がなかった。これは、大部分のニッケル基超合金
に関して見られる性質である。
上記の通り、本発明の目的は従来のニッケル基合金にお
いて得られる余分のクリープ破壊強さを犠牲にして溶接
性の向上を得ることにある。第２表中の好適な溶融物組
成範囲および最適目標値に従って製造された合金に関し
て実施された溶接性試験によれば、上記の目標は達成さ
れたことがわかる。かかる合金の数多くの試験片につい
て調べたところ、溶接したままの状態および溶接後に熱
処理（２１００°Ｆ／４時間）を施した状態のいずれに
おいても割れは全く認められなかった。それに対し、基
準合金に関する同様な試験においては母材および溶接金
属のいずれにも割れが認められた。それ故、溶加材を適
当に選定すれば、本発明合金を用いて割れのない溶接部
を一貫して得ることができるわけである。
いて得られる余分のクリープ破壊強さを犠牲にして溶接
性の向上を得ることにある。第２表中の好適な溶融物組
成範囲および最適目標値に従って製造された合金に関し
て実施された溶接性試験によれば、上記の目標は達成さ
れたことがわかる。かかる合金の数多くの試験片につい
て調べたところ、溶接したままの状態および溶接後に熱
処理（２１００°Ｆ／４時間）を施した状態のいずれに
おいても割れは全く認められなかった。それに対し、基
準合金に関する同様な試験においては母材および溶接金
属のいずれにも割れが認められた。それ故、溶加材を適
当に選定すれば、本発明合金を用いて割れのない溶接部
を一貫して得ることができるわけである。
上記の説明に基づけば、数多くの変更態様が可能である
ことは自明であろう。すなわち、前記特許請求の範囲に
よって規定された本発明の範囲内においては、上記のご
とき特定の実施の態様とは異なるやり方でも本発明を実
施し得ることを理解すべきである。
ことは自明であろう。すなわち、前記特許請求の範囲に
よって規定された本発明の範囲内においては、上記のご
とき特定の実施の態様とは異なるやり方でも本発明を実
施し得ることを理解すべきである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量パーセントで表わして約０．０８〜０．１２％
の炭素、約０．００５〜０．０２％のジルコニウム、約
０．００５〜０．０１５％のホウ素、約０．９〜１．１
％のタンタル、約０．７〜０．９％のニオブ、約２２〜
２４％のチタン、約１．１〜１．３％のアルミニウム、
約１．８〜２．２％のタングステン、約２２．２〜２２
．８％のクロム、約１８．５〜１９．５％のコバルトお
よび実質的に残部のニッケルから成り、かつアルミニウ
ムとチタンとの和が約３．２〜３．８％であることを特
徴とする、溶接に適したニッケル基合金。 ２、２１００°Ｆで４時間および１４７５°Ｆで８時間
の熱処理を施した請求項１記載の合金。 ３、約６（原子）％のγ′相生成元素を含有する請求項
１記載の合金。 ４、前記γ′相生成元素がアルミニウム、チタン、タン
タルおよびニオブから成る請求項１記載の合金。 ５、約２８（容量）％の析出γ′相を含有する請求項１
記載の合金。 ６、アルミニウムの原子パーセントとチタンの原子パー
セントとの比が約０．９１である請求項１記載の合金。 ７、重量パーセントで表わして約０．１％の炭素、約０
．０１％のジルコニウム、約０．０１％のホウ素、約１
．０％のタンタル、約０．８％のニオブ、約２．３％の
チタン、約１．２％のアルミニウム、約２．０％のタン
グステン、約２２．５％のクロム、約１９％のコバルト
および実質的に残部のニッケルから成り、かつアルミニ
ウムとチタンとの和が約３．５％であることを特徴とす
る、溶接に適したニッケル基合金。 ８、２１００°Ｆで４時間および１４７５°Ｆで８時間
の熱処理を施した請求項７記載の合金。 ９、約６（原子）％のγ′相生成元素を含有する請求項
７記載の合金。 １０、前記γ′相生成元素がアルミニウム、チタン、タ
ンタルおよびニオブから成る請求項７記載の合金。 １１、約２８（容量）％の析出γ′相を含有する請求項
７記載の合金。 １２、アルミニウムの原子パーセントとチタンの原子パ
ーセントとの比が約０．９１である請求項７記載の合金
。 １３、約６（原子）％のγ′相生成元素を含有する請求
項８記載の合金。 １４、前記γ′相生成元素がアルミニウム、チタン、タ
ンタルおよびニオブから成る請求項８記載の合金。 １５、約２８（容量）％の析出γ′相を含有する請求項
８記載の合金。 １６、アルミニウムの原子パーセントとチタンの原子パ
ーセントとの比が約０．９１である請求項８記載の合金
。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US082,872 | 1987-08-06 | ||
| US07/082,872 US4810467A (en) | 1987-08-06 | 1987-08-06 | Nickel-base alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01104738A true JPH01104738A (ja) | 1989-04-21 |
| JP2716065B2 JP2716065B2 (ja) | 1998-02-18 |
Family
ID=22173986
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63194677A Expired - Lifetime JP2716065B2 (ja) | 1987-08-06 | 1988-08-05 | ニッケル基合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4810467A (ja) |
| EP (1) | EP0302302B1 (ja) |
| JP (1) | JP2716065B2 (ja) |
| CA (1) | CA1333342C (ja) |
| DE (1) | DE3871018D1 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0709477A1 (en) | 1994-10-31 | 1996-05-01 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| US6132535A (en) * | 1999-10-25 | 2000-10-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a Ni-base heat-resisting alloy |
| JP2004060057A (ja) * | 2002-07-30 | 2004-02-26 | General Electric Co <Ge> | ニッケル系合金 |
| JP2007510056A (ja) * | 2003-09-30 | 2007-04-19 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | ニッケル含有合金、その製造方法、およびそれから得られる物品 |
Families Citing this family (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2252563B (en) * | 1991-02-07 | 1994-02-16 | Rolls Royce Plc | Nickel base alloys for castings |
| JP2841970B2 (ja) * | 1991-10-24 | 1998-12-24 | 株式会社日立製作所 | ガスタービン及びガスタービン用ノズル |
| US5413647A (en) * | 1992-03-26 | 1995-05-09 | General Electric Company | Method for forming a thin-walled combustion liner for use in a gas turbine engine |
| US5910854A (en) | 1993-02-26 | 1999-06-08 | Donnelly Corporation | Electrochromic polymeric solid films, manufacturing electrochromic devices using such solid films, and processes for making such solid films and devices |
| FR2712307B1 (fr) * | 1993-11-10 | 1996-09-27 | United Technologies Corp | Articles en super-alliage à haute résistance mécanique et à la fissuration et leur procédé de fabrication. |
| US5882586A (en) * | 1994-10-31 | 1999-03-16 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| DK172987B1 (da) * | 1994-12-13 | 1999-11-01 | Man B & W Diesel As | Cylinderelement, nikkelbaseret pålægningslegering og anvendelse af legeringen |
| US6258317B1 (en) | 1998-06-19 | 2001-07-10 | Inco Alloys International, Inc. | Advanced ultra-supercritical boiler tubing alloy |
| US6761854B1 (en) | 1998-09-04 | 2004-07-13 | Huntington Alloys Corporation | Advanced high temperature corrosion resistant alloy |
| US6210635B1 (en) * | 1998-11-24 | 2001-04-03 | General Electric Company | Repair material |
| US6284392B1 (en) * | 1999-08-11 | 2001-09-04 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Superalloys with improved weldability for high temperature applications |
| JP4382244B2 (ja) * | 2000-04-11 | 2009-12-09 | 日立金属株式会社 | 耐高温硫化腐食性に優れたＮｉ基合金の製造方法 |
| US7220326B2 (en) * | 2002-09-26 | 2007-05-22 | General Electric Company | Nickel-base alloy |
| US7014723B2 (en) * | 2002-09-26 | 2006-03-21 | General Electric Company | Nickel-base alloy |
| US20100135847A1 (en) * | 2003-09-30 | 2010-06-03 | General Electric Company | Nickel-containing alloys, method of manufacture thereof and articles derived therefrom |
| US8066938B2 (en) * | 2004-09-03 | 2011-11-29 | Haynes International, Inc. | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines |
| US20070095441A1 (en) * | 2005-11-01 | 2007-05-03 | General Electric Company | Nickel-base alloy, articles formed therefrom, and process therefor |
| US7364801B1 (en) | 2006-12-06 | 2008-04-29 | General Electric Company | Turbine component protected with environmental coating |
| US8987629B2 (en) * | 2009-07-29 | 2015-03-24 | General Electric Company | Process of closing an opening in a component |
| US20130323533A1 (en) | 2012-06-05 | 2013-12-05 | General Electric Company | Repaired superalloy components and methods for repairing superalloy components |
| WO2017112610A1 (en) | 2015-12-21 | 2017-06-29 | General Electric Company | A repaired turbomachine component and corresponding repair method |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4039330A (en) * | 1971-04-07 | 1977-08-02 | The International Nickel Company, Inc. | Nickel-chromium-cobalt alloys |
| JPS5347322A (en) * | 1976-10-12 | 1978-04-27 | United Technologies Corp | Nickel based super alloy |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2766156A (en) * | 1952-07-09 | 1956-10-09 | Int Nickel Co | Heat-treatment of nickel-chromiumcobalt alloys |
| US3390023A (en) * | 1965-02-04 | 1968-06-25 | North American Rockwell | Method of heat treating age-hardenable alloys |
| US3871928A (en) * | 1973-08-13 | 1975-03-18 | Int Nickel Co | Heat treatment of nickel alloys |
| CA1202505A (en) * | 1980-12-10 | 1986-04-01 | Stuart W.K. Shaw | Nickel-chromium-cobalt base alloys and castings thereof |
| GB2148323B (en) * | 1983-07-29 | 1987-04-23 | Gen Electric | Nickel-base superalloy systems |
-
1987
- 1987-08-06 US US07/082,872 patent/US4810467A/en not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-07-20 DE DE8888111665T patent/DE3871018D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1988-07-20 EP EP88111665A patent/EP0302302B1/en not_active Expired
- 1988-07-26 CA CA000573063A patent/CA1333342C/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-08-05 JP JP63194677A patent/JP2716065B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4039330A (en) * | 1971-04-07 | 1977-08-02 | The International Nickel Company, Inc. | Nickel-chromium-cobalt alloys |
| JPS5347322A (en) * | 1976-10-12 | 1978-04-27 | United Technologies Corp | Nickel based super alloy |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0709477A1 (en) | 1994-10-31 | 1996-05-01 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability |
| US6132535A (en) * | 1999-10-25 | 2000-10-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Process for the heat treatment of a Ni-base heat-resisting alloy |
| JP2004060057A (ja) * | 2002-07-30 | 2004-02-26 | General Electric Co <Ge> | ニッケル系合金 |
| JP4520118B2 (ja) * | 2002-07-30 | 2010-08-04 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | ニッケル系合金 |
| JP2007510056A (ja) * | 2003-09-30 | 2007-04-19 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | ニッケル含有合金、その製造方法、およびそれから得られる物品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2716065B2 (ja) | 1998-02-18 |
| EP0302302A1 (en) | 1989-02-08 |
| US4810467A (en) | 1989-03-07 |
| CA1333342C (en) | 1994-12-06 |
| EP0302302B1 (en) | 1992-05-13 |
| DE3871018D1 (de) | 1992-06-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2716065B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
| US6860948B1 (en) | Age-hardenable, corrosion resistant Ni—Cr—Mo alloys | |
| JP5270123B2 (ja) | 窒化物強化可能なコバルト−クロム−鉄−ニッケル合金 | |
| JP5869034B2 (ja) | ニッケル超合金およびニッケル超合金から製造された部品 | |
| EP2479302B1 (en) | Ni-based heat resistant alloy, gas turbine component and gas turbine | |
| KR20110120831A (ko) | 코발트-니켈 초합금 및 관련 물품 | |
| JPH03197653A (ja) | 耐クリープ性の高い単結晶合金の製法 | |
| US5338379A (en) | Tantalum-containing superalloys | |
| JP6833029B2 (ja) | チタンを含まない超合金、粉末、方法および部品 | |
| US20040079453A1 (en) | Nickel-base alloy and its use in casting and welding operations | |
| JP4520118B2 (ja) | ニッケル系合金 | |
| EP1197570B1 (en) | Nickel-base alloy and its use in forging and welding operations | |
| JP6733211B2 (ja) | 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金 | |
| JP2004162173A (ja) | 物質のタンタルを低減した超合金組成及びこの組成で作られる製品、及びタンタルを低減した超合金を選択するための方法 | |
| JPH0429728B2 (ja) | ||
| US5330711A (en) | Nickel base alloys for castings | |
| US4155751A (en) | Weldable alloy | |
| AU624463B2 (en) | Tantalum-containing superalloys | |
| US4195987A (en) | Weldable alloys | |
| JPH0617171A (ja) | ガスタービン翼用合金 | |
| AU2004210503B2 (en) | Age-Hardenable, corrosion resistant Ni-Cr-Mo Alloys | |
| US5207846A (en) | Tantalum-containing superalloys | |
| JPS5817818B2 (ja) | 溶接可能な耐熱ニッケル基合金 | |
| GB1602247A (en) | Alloy | |
| Doi | Ni-10Cr-15Co-3Mo-5Ti-6Al-VB alloy: Ni base alloys: Creep and rupture data of superalloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081107 Year of fee payment: 11 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081107 Year of fee payment: 11 |