JPH01319654A - Ni基合金の板材の製造方法 - Google Patents
Ni基合金の板材の製造方法Info
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- JPH01319654A JPH01319654A JP14926288A JP14926288A JPH01319654A JP H01319654 A JPH01319654 A JP H01319654A JP 14926288 A JP14926288 A JP 14926288A JP 14926288 A JP14926288 A JP 14926288A JP H01319654 A JPH01319654 A JP H01319654A
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Landscapes
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、Ni中に26〜29重量%のMoおよび4〜
7重量%のFcを含有したNi基合金板の製造法に関す
る。
7重量%のFcを含有したNi基合金板の製造法に関す
る。
N】中に26〜29重量%のMoおよび4〜7重量%の
Feを含有したNi基合金、具体的にはNi:66〜6
8重量%、 Mo : 26〜29重量%、Fe:4
〜7重量%から実質的になるNip合金は、商品名ハス
テロイと呼ばれる合金に属し、よく知られている。この
合金は必要に応してCo、 Cr、 S i、 Mn等
の元素も2.5重量%以内の範囲で添加される。本合金
は耐熱性および耐食性に優れ、高温高圧のハロゲン化合
物含有環境等の過酷な腐蝕環境用材料として有用なこと
から2例えば各種の化学工業用プラントの装置材料とし
て用いられている。
Feを含有したNi基合金、具体的にはNi:66〜6
8重量%、 Mo : 26〜29重量%、Fe:4
〜7重量%から実質的になるNip合金は、商品名ハス
テロイと呼ばれる合金に属し、よく知られている。この
合金は必要に応してCo、 Cr、 S i、 Mn等
の元素も2.5重量%以内の範囲で添加される。本合金
は耐熱性および耐食性に優れ、高温高圧のハロゲン化合
物含有環境等の過酷な腐蝕環境用材料として有用なこと
から2例えば各種の化学工業用プラントの装置材料とし
て用いられている。
しかし、高耐熱性ということは換言すれば高温強度が高
いことを意味し、このため熱間加工性が悪い。したがっ
て1本合金は鋳造品または鍛造品として製造されるのが
一般である。また、熱間圧延によって板材を製造する場
合には、熱間圧延を行う前に鍛造を行うことが必要であ
る。
いことを意味し、このため熱間加工性が悪い。したがっ
て1本合金は鋳造品または鍛造品として製造されるのが
一般である。また、熱間圧延によって板材を製造する場
合には、熱間圧延を行う前に鍛造を行うことが必要であ
る。
特開昭62−18750号公報は、かようなNi%合金
について鍛造では製造コストが高くなるので、鍛造を行
わずに鋳片に長時間熱処理を行って分塊圧延する方法を
開示する。また、特開昭61−153251号公報はN
i基合金の熱間加工性を改善するために特殊元素例えば
M g、 Z r、B + n土類元素等を微量添加し
た発明を開示する。
について鍛造では製造コストが高くなるので、鍛造を行
わずに鋳片に長時間熱処理を行って分塊圧延する方法を
開示する。また、特開昭61−153251号公報はN
i基合金の熱間加工性を改善するために特殊元素例えば
M g、 Z r、B + n土類元素等を微量添加し
た発明を開示する。
前者の公報の場合には、熱処理時間が長くなるのでエネ
ルギーコスI・が高くつき、後者の公報の場合には合金
元素の量によっては逆に熱間加工性が低下する場合もあ
り且つ高価となる。
ルギーコスI・が高くつき、後者の公報の場合には合金
元素の量によっては逆に熱間加工性が低下する場合もあ
り且つ高価となる。
本発明は、前記のような問題点を解決し、鍛造を省略し
且つ鋳片の長時間熱処理を行わずとも熱間圧延乙こよっ
て良好にNi基合金の板材を製造ず ゛ることを目的と
してなされたものである。
且つ鋳片の長時間熱処理を行わずとも熱間圧延乙こよっ
て良好にNi基合金の板材を製造ず ゛ることを目的と
してなされたものである。
〔問題点を解決するための手段]
本発明は、Ni中に26〜29重量%のMoおよび4〜
7重量%のFeを含有したNi基合金の溶湯から鋳片を
鋳造し、その鋳片を熱間加工するNi基合金材料の製造
法におい−C1前記鋳片の凝固組織が等軸晶組織となる
ように鋳造し、この等軸品組織の鋳片を、場合によって
は1150〜1300℃で2時間以−1−の熱処理を施
してから、熱間圧延することを特徴とするNi基合金の
板材の製造法を提供するものである。ここで3等軸品組
織の鋳片を製造するだめの鋳造技術として、撹拌鋳造法
若しくは低温鋳造法があるが1本合金の場合には低温鋳
造法が望ましい。具体的には該合金の溶融点+35℃以
下の温度の溶湯を鋳型に注入することによって柱状晶が
成長しない状態で凝固させて等軸品組織とするのである
。
7重量%のFeを含有したNi基合金の溶湯から鋳片を
鋳造し、その鋳片を熱間加工するNi基合金材料の製造
法におい−C1前記鋳片の凝固組織が等軸晶組織となる
ように鋳造し、この等軸品組織の鋳片を、場合によって
は1150〜1300℃で2時間以−1−の熱処理を施
してから、熱間圧延することを特徴とするNi基合金の
板材の製造法を提供するものである。ここで3等軸品組
織の鋳片を製造するだめの鋳造技術として、撹拌鋳造法
若しくは低温鋳造法があるが1本合金の場合には低温鋳
造法が望ましい。具体的には該合金の溶融点+35℃以
下の温度の溶湯を鋳型に注入することによって柱状晶が
成長しない状態で凝固させて等軸品組織とするのである
。
すなわち木発明者らは1本合金系について種々の試験研
究を重ねた結果1本合金系では粒界に沿って偏析に起因
した金属間化合物(Ni−Mo−Fc系金属間化合物)
が晶出すること、この粒界に晶出した金属間化合物が多
いほど延性が低下すること、そして、凝固組織が柱状晶
組織と等軸品組織では、柱状晶組織の方が粒界に晶出し
た金属間化合物が多いという事実を見出した。つまり本
発明は1本合金はその凝固組織を1粒界に晶出した金属
間化合物が少ない等軸品組織にすれば良好に熱間圧延が
できるという知見事実に基づくものである。
究を重ねた結果1本合金系では粒界に沿って偏析に起因
した金属間化合物(Ni−Mo−Fc系金属間化合物)
が晶出すること、この粒界に晶出した金属間化合物が多
いほど延性が低下すること、そして、凝固組織が柱状晶
組織と等軸品組織では、柱状晶組織の方が粒界に晶出し
た金属間化合物が多いという事実を見出した。つまり本
発明は1本合金はその凝固組織を1粒界に晶出した金属
間化合物が少ない等軸品組織にすれば良好に熱間圧延が
できるという知見事実に基づくものである。
なお本発明は、その成分組成が公知のハステロイ合金、
具体的には、Ni中に26〜29重景%のM。
具体的には、Ni中に26〜29重景%のM。
および4〜7重景%のF eを含有したN+金属合金を
対象とするものであり、このMOおよびFaの含有量範
囲はハステロイ合金の本来の高耐熱性および高耐食性の
特徴を発現するために必要な範囲であってそれ以外に特
に深い意味はない。したがって、Cr、Si、Mnその
他のハステロイ合金に通常添加される合金元素も必要に
応して適量添加しても本発明の効果がこれによって特に
減殺されるものではない。
対象とするものであり、このMOおよびFaの含有量範
囲はハステロイ合金の本来の高耐熱性および高耐食性の
特徴を発現するために必要な範囲であってそれ以外に特
に深い意味はない。したがって、Cr、Si、Mnその
他のハステロイ合金に通常添加される合金元素も必要に
応して適量添加しても本発明の効果がこれによって特に
減殺されるものではない。
−aに熱間加工性の悪い合金材料の熱間加工時の割れは
、その原因の一つとして、凝固時の偏析が影響すると言
われている。本発明者らは、ハステロイ合金はオーステ
ナイト羊相で凝固するために不純物元素等が特に偏析し
ゃずいと考え、凝固組織を細粒化することによって偏析
を軽減できないかと検討した。
、その原因の一つとして、凝固時の偏析が影響すると言
われている。本発明者らは、ハステロイ合金はオーステ
ナイト羊相で凝固するために不純物元素等が特に偏析し
ゃずいと考え、凝固組織を細粒化することによって偏析
を軽減できないかと検討した。
具体的には凝固組織が等軸晶組織の試料と柱状晶組織の
試料を多数作製し、熱間加工性は高温での延性で評価で
きることからそれら試料の高温延性試験を行った。等軸
晶組織の試料は過熱度(溶融点を越える温度)を20〜
35゛Cとした低温鋳造法(凝固寸前温度で鋳型に鋳込
む方法)によって製造した。高温延性試験は試験片を各
試験温度まで加熱し、その温度で1分間保持した後、歪
速度10sec−’で引張り、 JIS規格に準して高
温延性絞り率にてその高温延性を評価した。代表的な試
験結果を第1図にグラフで示した。第1凹の試料は後述
の実施例に示す表1の実施例1および比較例1の合金で
ある。図中の白丸は等軸晶組織を有する試片であり、黒
丸は柱状晶組織を有する試片である。
試料を多数作製し、熱間加工性は高温での延性で評価で
きることからそれら試料の高温延性試験を行った。等軸
晶組織の試料は過熱度(溶融点を越える温度)を20〜
35゛Cとした低温鋳造法(凝固寸前温度で鋳型に鋳込
む方法)によって製造した。高温延性試験は試験片を各
試験温度まで加熱し、その温度で1分間保持した後、歪
速度10sec−’で引張り、 JIS規格に準して高
温延性絞り率にてその高温延性を評価した。代表的な試
験結果を第1図にグラフで示した。第1凹の試料は後述
の実施例に示す表1の実施例1および比較例1の合金で
ある。図中の白丸は等軸晶組織を有する試片であり、黒
丸は柱状晶組織を有する試片である。
第1図に示す通り1等軸品組織を有する試片の方が柱状
晶組織を有する試片より高い高温延性絞り率を示してい
る。
晶組織を有する試片より高い高温延性絞り率を示してい
る。
凝固組織の違いによる高温延性絞り率の差の原因を調べ
るためにミクロ組織観察を行った。すなわち、プントラ
イI・アーム間(以下粒内とする)とデンドライトグル
ープ境界(以下粒界とする)の析出物の状況を調べたと
ころ、この析出物むJ柱状品組織の場合には粒界に多く
析出しているのに対し1等軸品組織の場合には粒内に多
く析出していることがわかった。析出物に対しElすA
による定量分析を行ったところ、析出物の成分はNi:
37.5重量%、 Mo : 60.37重量%、F
e+2.88重量%であり、Ni−Mo−Fe三元系平
衡状態図より共晶反応により晶出したNi−Mo−Fe
系金属間化合物であった。
るためにミクロ組織観察を行った。すなわち、プントラ
イI・アーム間(以下粒内とする)とデンドライトグル
ープ境界(以下粒界とする)の析出物の状況を調べたと
ころ、この析出物むJ柱状品組織の場合には粒界に多く
析出しているのに対し1等軸品組織の場合には粒内に多
く析出していることがわかった。析出物に対しElすA
による定量分析を行ったところ、析出物の成分はNi:
37.5重量%、 Mo : 60.37重量%、F
e+2.88重量%であり、Ni−Mo−Fe三元系平
衡状態図より共晶反応により晶出したNi−Mo−Fe
系金属間化合物であった。
また、それぞれの凝固組織において単位粒界長さ当りの
金属間化合物量の差について調査を行った。調査結果を
第2閲を示す。この図より柱状晶組織の場合には単位粒
界長さ当りの金属間化合物の塑が多いことがわかる。従
って凝固組織の違いによる高温延性絞り率の差は粒界に
晶出している金属間化合物の量の差であると推定してほ
ぼ間違いはない。
金属間化合物量の差について調査を行った。調査結果を
第2閲を示す。この図より柱状晶組織の場合には単位粒
界長さ当りの金属間化合物の塑が多いことがわかる。従
って凝固組織の違いによる高温延性絞り率の差は粒界に
晶出している金属間化合物の量の差であると推定してほ
ぼ間違いはない。
以−にの試験結果から1本合金系の熱間加工割れに対す
る対策としては凝固組織を等軸晶組織にすることがよい
ことが明らかとなった。
る対策としては凝固組織を等軸晶組織にすることがよい
ことが明らかとなった。
次に、該析出物が存在する鋳片を熱処理した場合の試験
結果を述べる。950℃〜1300℃の温度範囲におい
て加熱時間を30分〜5時間30分の範囲で変えて析出
物観察を行ったところ、1100℃未満の温度では5時
間以上の加熱時間でも析出物はほとんど減少しないが、
1150℃以上の温度では2時間以上の加熱時間で析
出物はかなり減少し7形態も球状化した。
結果を述べる。950℃〜1300℃の温度範囲におい
て加熱時間を30分〜5時間30分の範囲で変えて析出
物観察を行ったところ、1100℃未満の温度では5時
間以上の加熱時間でも析出物はほとんど減少しないが、
1150℃以上の温度では2時間以上の加熱時間で析
出物はかなり減少し7形態も球状化した。
等軸晶組織の試料について1200℃におりる熱処理時
間と単位粒界長さ当り析出物の量の関係を第3図に示し
た(試料は第1図の等軸晶組織の試料と同じ合金組成で
ある)。第3図より、もともとこの等軸晶組織の試料は
析出物の量が少ないが。
間と単位粒界長さ当り析出物の量の関係を第3図に示し
た(試料は第1図の等軸晶組織の試料と同じ合金組成で
ある)。第3図より、もともとこの等軸晶組織の試料は
析出物の量が少ないが。
これを適切に熱処理すると一層その析出物が減少するこ
とがわかる。また、第1図と同し等軸晶組織と柱状晶組
織の試料について、 1200℃で2時間熱処理を行っ
た場合の高温延性試験を第4図に示した。図にはAs−
cast材の結果(第1図の結果)も合わせて示した。
とがわかる。また、第1図と同し等軸晶組織と柱状晶組
織の試料について、 1200℃で2時間熱処理を行っ
た場合の高温延性試験を第4図に示した。図にはAs−
cast材の結果(第1図の結果)も合わせて示した。
第4図に見られるように1両組織材とも熱処理により高
温延性絞り率はAs−cast+イに比べて上昇した。
温延性絞り率はAs−cast+イに比べて上昇した。
したがって、該金属間化合物の析出物を一層減少させる
には1150〜1300℃で2時間以上の熱処理を施す
のが有効である。
には1150〜1300℃で2時間以上の熱処理を施す
のが有効である。
以下に本発明の実施例を挙げる。
(実施例〕
表1に示す化学成分値(重量%)を有するハステロイ合
金を容量500kgの真空7容解炉で溶解し。
金を容量500kgの真空7容解炉で溶解し。
実施例1〜4については出湯温度を1390〜1405
℃(合金の融点+20〜35℃)の範囲に設定して (
つまり、過熱度を20〜35℃に設定して)、厚さ12
0mm。
℃(合金の融点+20〜35℃)の範囲に設定して (
つまり、過熱度を20〜35℃に設定して)、厚さ12
0mm。
幅220mm、長さ1425mmの偏平鋳型に鋳込の5
凝固糾織が等軸晶組織の角形ビレy l・を製造した。
凝固糾織が等軸晶組織の角形ビレy l・を製造した。
−方、比較例1〜4については出湯温度を1440℃以
トとして同じく偏平鋳型dこ鋳込み2柱状晶の多い角形
ビレットを製造した。
トとして同じく偏平鋳型dこ鋳込み2柱状晶の多い角形
ビレットを製造した。
得られた各角形ビレットを1200℃X 2時間加熱し
、厚さ40mm、 幅246mmにまで分塊圧延を行っ
た。
、厚さ40mm、 幅246mmにまで分塊圧延を行っ
た。
そのときの割れ、耳割れ発生の有無を観察した。
その結果2本発明例1・〜4では全く割れが観察されな
かったが、比較例1〜4では全て耳割れが観察された。
かったが、比較例1〜4では全て耳割れが観察された。
ただし比較例3では内部側れは観察されなかった。
得られた仮相のうち5割れの観察されなかった本発明実
施例1〜4のものについて、 1.200℃×2時間加
熱し、厚さ40mm、 幅246m111から厚さ4
.0+nm。
施例1〜4のものについて、 1.200℃×2時間加
熱し、厚さ40mm、 幅246m111から厚さ4
.0+nm。
幅270mmまで熱間圧延を行った。そのときの割れ。
耳割れ発生の有無を観察したが、制れ、耳割れとも認め
られなかった。
られなかった。
表2に各側のビレットの凝固組織の等軸品率と割れ、耳
割れの発生状況を示した。表2の結果に見られるとおり
2等軸品率の高い本発明実施例によると分塊圧延および
熱間圧延において割れの発生がなく、ハステロイ合金で
も鍛造を省略しても熱間圧延によって板材が製造できた
。
割れの発生状況を示した。表2の結果に見られるとおり
2等軸品率の高い本発明実施例によると分塊圧延および
熱間圧延において割れの発生がなく、ハステロイ合金で
も鍛造を省略しても熱間圧延によって板材が製造できた
。
第1図はハステロイ合金の凝固組織が等軸品組織のもの
と柱状晶紡織のものについて高温延性試験を行った場合
の試験温度と高温延性絞り率との関係図、第2図は同合
金の凝固組織が等軸晶組織のものと柱状晶組織のものに
ついての単位粒界長さ当りの析出物の面積率を示す図、
第3図は凝固組織が等軸品組織である同合金を1200
℃で熱処理したさいの加熱時間と単位粒界長さ当りの析
出物の面積率との関係図、第4図は第1図と同し等軸品
組織と柱状晶組織の合金乙こついて1200℃で2時間
熱処理を行った場合の高温延性試験の結果を示す第1回
と同様の関係図である。
と柱状晶紡織のものについて高温延性試験を行った場合
の試験温度と高温延性絞り率との関係図、第2図は同合
金の凝固組織が等軸晶組織のものと柱状晶組織のものに
ついての単位粒界長さ当りの析出物の面積率を示す図、
第3図は凝固組織が等軸品組織である同合金を1200
℃で熱処理したさいの加熱時間と単位粒界長さ当りの析
出物の面積率との関係図、第4図は第1図と同し等軸品
組織と柱状晶組織の合金乙こついて1200℃で2時間
熱処理を行った場合の高温延性試験の結果を示す第1回
と同様の関係図である。
Claims (4)
- (1)Ni中に26〜29重量%のMoおよび4〜7重
量%のFeを含有したNi基合金の溶湯から鋳片を鋳造
し、その鋳片を熱間加工するNi基合金材料の製造法に
おいて、前記鋳片の凝固組織が等軸晶組織となるように
鋳造し、この等軸晶組織の鋳片を熱間圧延することを特
徴とするNi基合金の板材の製造法。 - (2)鋳造は、該合金の溶融点+35℃以下の温度の溶
湯を鋳型に注入することによって行なう請求項1に記載
の製造法。 - (3)Ni中に26〜29重量%のMoおよび4〜7重
量%のFeを含有したNi基合金の溶湯から鋳片を鋳造
し、その鋳片を熱間加工するNi基合金材料の製造法に
おいて、前記鋳片の凝固組織が等軸晶組織となるように
鋳造し、この等軸晶組織の鋳片を1150〜1300℃
で2時間以上の熱処理を施してから熱間圧延することを
特徴とするNi基合金の板材の製造法。 - (4)鋳造は、該合金の溶融点+35℃以下の温度の溶
湯を鋳型に注入することによって行なう請求項3に記載
の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14926288A JPH01319654A (ja) | 1988-06-18 | 1988-06-18 | Ni基合金の板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14926288A JPH01319654A (ja) | 1988-06-18 | 1988-06-18 | Ni基合金の板材の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01319654A true JPH01319654A (ja) | 1989-12-25 |
Family
ID=15471400
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14926288A Pending JPH01319654A (ja) | 1988-06-18 | 1988-06-18 | Ni基合金の板材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01319654A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102357629A (zh) * | 2011-11-01 | 2012-02-22 | 中冶东方工程技术有限公司 | 镍基软磁合金板坯自由锻造方法 |
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1988
- 1988-06-18 JP JP14926288A patent/JPH01319654A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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CN102357629A (zh) * | 2011-11-01 | 2012-02-22 | 中冶东方工程技术有限公司 | 镍基软磁合金板坯自由锻造方法 |
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