JPH02301538A - 析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金 - Google Patents
析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金Info
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- JPH02301538A JPH02301538A JP12043589A JP12043589A JPH02301538A JP H02301538 A JPH02301538 A JP H02301538A JP 12043589 A JP12043589 A JP 12043589A JP 12043589 A JP12043589 A JP 12043589A JP H02301538 A JPH02301538 A JP H02301538A
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Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、液相線と固相線の幅、すなわち液体と固体
とが共存する界域（以下、凝固温度範囲という）が狭く
、したがって単結晶鋳造組織の形成が容易な析出強化型
Ｎｉ基単結晶鋳造合金に関するものである。
とが共存する界域（以下、凝固温度範囲という）が狭く
、したがって単結晶鋳造組織の形成が容易な析出強化型
Ｎｉ基単結晶鋳造合金に関するものである。
従来、γ相の素地中に、ＩＮ １ ａ （Ａｉ’ 、
Ｔｉ）１のγ′相や（Ｎ ｉａ Ｎ ｂ）のγ′相など
の金属間化合物が析出すると共に、結晶構造および結晶
方位が同一の単結晶組織を有し、かつ高強度と、すぐれ
た耐食性および耐応力腐食割れ性を有する析出強化型Ｎ
ｉ基単結晶鋳造合金として、例えば特開昭６２−１７０
４４５号公報に記載される通りの、Ｃｒ ：１２〜３０
％、 Ｎｂ：０．５〜３％、Ｔｉ１ｌ 〜５％、
Ａｌｌ 二 〇、２〜３％、を含有し、残り
がＮｉと不可避不純物からなる組成（以上重量％、以下
％は重量％を示す）を有するものが提案されている。
Ｔｉ）１のγ′相や（Ｎ ｉａ Ｎ ｂ）のγ′相など
の金属間化合物が析出すると共に、結晶構造および結晶
方位が同一の単結晶組織を有し、かつ高強度と、すぐれ
た耐食性および耐応力腐食割れ性を有する析出強化型Ｎ
ｉ基単結晶鋳造合金として、例えば特開昭６２−１７０
４４５号公報に記載される通りの、Ｃｒ ：１２〜３０
％、 Ｎｂ：０．５〜３％、Ｔｉ１ｌ 〜５％、
Ａｌｌ 二 〇、２〜３％、を含有し、残り
がＮｉと不可避不純物からなる組成（以上重量％、以下
％は重量％を示す）を有するものが提案されている。
しかし、上記の従来Ｎｉ基単結晶鋳造合金は、上記の通
りすぐれた特性をもつものの、比較的広い凝固温度範囲
をもつものであることから、単結晶鋳造組織とするため
には、一方向凝固炉において、鋳片引下げ速度をかなり
遅くしなければならず、それだけ制御が難しくなり、さ
らに特に大きな直径の大型鋳片に単結晶鋳造組織を形成
するのはきわめて困難であるなどの問題点をもつもので
ある。
りすぐれた特性をもつものの、比較的広い凝固温度範囲
をもつものであることから、単結晶鋳造組織とするため
には、一方向凝固炉において、鋳片引下げ速度をかなり
遅くしなければならず、それだけ制御が難しくなり、さ
らに特に大きな直径の大型鋳片に単結晶鋳造組織を形成
するのはきわめて困難であるなどの問題点をもつもので
ある。
そこで、本発明者等は、上記のような観点から、上記の
従来析出強化型単結晶鋳造合金に着目し、これの具備す
るすぐれた特性を損なうことなく、これの凝固温度範囲
の縮小をはかるべく研究を行なった結果、上記の従来析
出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金に、合成成分としてＴａ
を含有させると、前記合金の凝固温度範囲が一段と狭く
なり、かなり大型の鋳片でも単結晶鋳造組織を形成する
ことができるようになるほか、鋳片引下げ速度の高速化
が可能となり、また、加えて合金成分としてＣｕ、Ｈ「
、およびＲｅを含有させると耐応力腐食割れ性が、同じ
＜ＭｏおよびＷを含有させると耐食性が一層向上するよ
うになるという知見を得たのである。
従来析出強化型単結晶鋳造合金に着目し、これの具備す
るすぐれた特性を損なうことなく、これの凝固温度範囲
の縮小をはかるべく研究を行なった結果、上記の従来析
出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金に、合成成分としてＴａ
を含有させると、前記合金の凝固温度範囲が一段と狭く
なり、かなり大型の鋳片でも単結晶鋳造組織を形成する
ことができるようになるほか、鋳片引下げ速度の高速化
が可能となり、また、加えて合金成分としてＣｕ、Ｈ「
、およびＲｅを含有させると耐応力腐食割れ性が、同じ
＜ＭｏおよびＷを含有させると耐食性が一層向上するよ
うになるという知見を得たのである。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであっ
て、 Ｃｒ ： １０〜３０％、 Ｎｂ ： ０．１〜５％
、Ｔｉ：０．１〜８％、 Ａｌ１：０．１〜８％、を含
有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、さらに必要に応じて、 （ａ） Ｃｕ ： ０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０
５〜３％、Ｒｅ：０．０５〜３％、 のうちの１種または２種以上（ただし合量で３％以下）
、 （ｂ）ＭｏおよびＷのうちの１種または２種： ０．０
５〜３％、 以上（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、または両方
、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成を有
する凝固温度範囲の狭い析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合
金に特徴を有するものである。
て、 Ｃｒ ： １０〜３０％、 Ｎｂ ： ０．１〜５％
、Ｔｉ：０．１〜８％、 Ａｌ１：０．１〜８％、を含
有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、さらに必要に応じて、 （ａ） Ｃｕ ： ０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０
５〜３％、Ｒｅ：０．０５〜３％、 のうちの１種または２種以上（ただし合量で３％以下）
、 （ｂ）ＭｏおよびＷのうちの１種または２種： ０．０
５〜３％、 以上（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、または両方
、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成を有
する凝固温度範囲の狭い析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合
金に特徴を有するものである。
つぎに、この発明のＮｉ基単結晶鋳造合金において、成
分組成範囲を上記の通りに限定した理由を説明する。
分組成範囲を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ） Ｃｒ
Ｃｒ成分には、合金の耐食性を向上させる作用があるが
、その含有量が１０％未満では所望の耐食性を確保する
ことができず、一方その含６ｍが３０％を越えると、凝
固温度範囲が広がるようになって単結晶化が困難となり
、この結果合金は多結晶化し易（なるが、多結晶組織と
単結晶組織を比較した場合、耐応力腐食割れ性は前者の
方が著しく劣ったものになることから、その含有量を１
０〜３０％と定めた。
、その含有量が１０％未満では所望の耐食性を確保する
ことができず、一方その含６ｍが３０％を越えると、凝
固温度範囲が広がるようになって単結晶化が困難となり
、この結果合金は多結晶化し易（なるが、多結晶組織と
単結晶組織を比較した場合、耐応力腐食割れ性は前者の
方が著しく劣ったものになることから、その含有量を１
０〜３０％と定めた。
（ｂ） Ｎｂ
Ｎｂ成分には、Ｎｉと結合してγ“相：（ＮｆａＮｂ）
からなる金属間化合物を形成し、これがγ相の素地中に
析出して合金の強度を向上させる作用があるが、その含
有量が０．１％未満では所望の強度向上効果が得られず
、一方５％を越えて含有させても強度向上効果は飽和し
、より一層の向上効果は得られないことから、経済性を
考慮して、その含有量を０．１〜５％と定めた。
からなる金属間化合物を形成し、これがγ相の素地中に
析出して合金の強度を向上させる作用があるが、その含
有量が０．１％未満では所望の強度向上効果が得られず
、一方５％を越えて含有させても強度向上効果は飽和し
、より一層の向上効果は得られないことから、経済性を
考慮して、その含有量を０．１〜５％と定めた。
（ｃ）ＴｉおよびＡΩ
これらの成分には、Ｎｉ と結合して（Ｎ ｔ ａ（Ｔ
ｉ、ＡＮ ）ｌの金属間化合物からなるγ′相を形成し
、上記γ′相と共に素地に析出して合金の強度を著しく
向上させる作用があるが、その含有量がそれぞれＴｉ：
０．１％未満およびＡｆ！：０．１％未満では所望の強
度向上効果が得られず、一方その含有量がそれぞれＴｌ
：８％およびＡｌ：８％を越えると、Ｃｒの場合と同様
に凝固温度範囲が広がって、単結晶化が困難になること
から、その含有量を、それぞれＴ Ｉ：０．１〜８％、
ＡΩ：０．１〜８％と定めた。
ｉ、ＡＮ ）ｌの金属間化合物からなるγ′相を形成し
、上記γ′相と共に素地に析出して合金の強度を著しく
向上させる作用があるが、その含有量がそれぞれＴｉ：
０．１％未満およびＡｆ！：０．１％未満では所望の強
度向上効果が得られず、一方その含有量がそれぞれＴｌ
：８％およびＡｌ：８％を越えると、Ｃｒの場合と同様
に凝固温度範囲が広がって、単結晶化が困難になること
から、その含有量を、それぞれＴ Ｉ：０．１〜８％、
ＡΩ：０．１〜８％と定めた。
（ｄ） Ｔａ
Ｔａ成分には、上記の通り凝固温度範囲を狭くして、鋳
片の単結晶化を容易にする作用があるが、その含有量が
０．１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方３％を越えて含有させても前記作用は飽和し、より一
層の改善効果は見られないことから、その含有量を０．
１〜３％と定めた。
片の単結晶化を容易にする作用があるが、その含有量が
０．１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方３％を越えて含有させても前記作用は飽和し、より一
層の改善効果は見られないことから、その含有量を０．
１〜３％と定めた。
（ｃ）Ｃｕ、Ｈｆ’、およびＲｅ
これらの成分には、合金の耐応力腐食割れ性を一段と向
上させる作用があるので、必要に応して含有されるが、
その含有量が、いずれの場合も０．０５％未満では前記
作用に所望の向上結果が得られず、一方その含有量がそ
れぞれＣｕ：０．５％、Ｈｆ’：３％、およびＲｅ：３
％を越え、また合量で３％を越えると、合金の強度が低
下するようになることから、その含有量をそれぞれＣｕ
：０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０５〜３％、および
Ｒｅ：０．０５〜３％、並びに合量で３％以下と定めた
。
上させる作用があるので、必要に応して含有されるが、
その含有量が、いずれの場合も０．０５％未満では前記
作用に所望の向上結果が得られず、一方その含有量がそ
れぞれＣｕ：０．５％、Ｈｆ’：３％、およびＲｅ：３
％を越え、また合量で３％を越えると、合金の強度が低
下するようになることから、その含有量をそれぞれＣｕ
：０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０５〜３％、および
Ｒｅ：０．０５〜３％、並びに合量で３％以下と定めた
。
（ｒ） ＭｏおよびＷ
これらの成分には、Ｃｒとの共存において、合金の耐食
性をより一層向上させる作用があるので、必要に応じて
含有させるが、その含有量が０，０５％未満では耐食性
に所望の向上結果が得られず、一方その含有量が３％を
越えると、合金が脆化するようになることから、その含
有量を０．０５〜３％と定めた。
性をより一層向上させる作用があるので、必要に応じて
含有させるが、その含有量が０，０５％未満では耐食性
に所望の向上結果が得られず、一方その含有量が３％を
越えると、合金が脆化するようになることから、その含
有量を０．０５〜３％と定めた。
なお、この発明のＮＩＭ単結晶合金に、ＢおよびＺｒの
うちの１種または２種を含有させると、これらの成分が
鋳造合金独特の樹枝状晶の界面に偏析し、この結果合金
の被削性が一段と改善されるようになるので、特に快削
性が要求される場合に含有させるとよいが、その含有量
は０．００５〜０．５％とするのが望ましく、これは０
．００５％未満で所望の改善効果が得られず、一方０．
５％を越えると合金強度が低下するようになるという理
由によるものである。
うちの１種または２種を含有させると、これらの成分が
鋳造合金独特の樹枝状晶の界面に偏析し、この結果合金
の被削性が一段と改善されるようになるので、特に快削
性が要求される場合に含有させるとよいが、その含有量
は０．００５〜０．５％とするのが望ましく、これは０
．００５％未満で所望の改善効果が得られず、一方０．
５％を越えると合金強度が低下するようになるという理
由によるものである。
つぎに、この発明のＮｉ基単結晶合金を実施例により具
体的に説明する。
体的に説明する。
通常の高周波誘導炉を用い、それぞれ第１表に示される
成分組成をもった溶湯を調製し、鋳造して直径＝８０１
１×長さ： １００ ｍｍのインゴットとし、ついでこ
のインゴットを真空炉内のるつぼで溶解した後、同じく
真空炉内に設置したセラミック鋳型に鋳造し、このセラ
ミック鋳型を取り巻いて設置された高周波加熱コイルに
よる加熱帯から前記セラミック鋳型を１００〜３００
ｍｍ／ｈｒの範囲内の所定の引下げ速度で引出して外径
＝２０ｍ■Ｘ長さ＝１００ｍ鵬の寸法をもった丸棒状鋳
片とし、この鋳片に、９００〜１３００℃の範囲内の所
定温度に６０〜ｔｇ。
成分組成をもった溶湯を調製し、鋳造して直径＝８０１
１×長さ： １００ ｍｍのインゴットとし、ついでこ
のインゴットを真空炉内のるつぼで溶解した後、同じく
真空炉内に設置したセラミック鋳型に鋳造し、このセラ
ミック鋳型を取り巻いて設置された高周波加熱コイルに
よる加熱帯から前記セラミック鋳型を１００〜３００
ｍｍ／ｈｒの範囲内の所定の引下げ速度で引出して外径
＝２０ｍ■Ｘ長さ＝１００ｍ鵬の寸法をもった丸棒状鋳
片とし、この鋳片に、９００〜１３００℃の範囲内の所
定温度に６０〜ｔｇ。
分間保持後空冷の溶体化処理、並びに５００〜９００℃
の範囲内の所定温度に１００〜２００時間保持の時効処
理を施すことにより本発明Ｎｉ基合金鋳片１〜３２およ
び比較Ｎｉ基合金鋳片１〜８をそれぞれ製造した。
の範囲内の所定温度に１００〜２００時間保持の時効処
理を施すことにより本発明Ｎｉ基合金鋳片１〜３２およ
び比較Ｎｉ基合金鋳片１〜８をそれぞれ製造した。
なお、比較Ｎｉ基合金鋳片１〜８は、いずれも構成成分
のうちのいずれかの成分含有量（第１表に栗印を付す）
がこの発明の範囲から外れたものである。
のうちのいずれかの成分含有量（第１表に栗印を付す）
がこの発明の範囲から外れたものである。
ついで、この結果得られた各種のＮｉ基合金鋳片につい
て、金属顕微鏡を用いて結晶構造を観察し、かつ強度を
評価する目的で室温での引張強さを測定し、また前記鋳
片より平行部直径：５＠ＩＸ標点間距離： ２０ｗ＋＋
＊の引張試験片を切出し、この引張試験片を用い、原子
力発電用軽水炉の構造部材のうち、特にボルト材やビン
材がさらされる条件を模擬した環境下、すなわち圧力釜
内において、ＨＢＯ：（Ｂとして）約３５０ｐｐｓＳＬ
ｉ ＯＨ：（Ｌｉとして）約２１）ｐｍ 、Ｎ２ ：
約３０ｃｃ−８ＴＰ１ｋｇ・Ｎ２０、ＤＯ：５１）
Ｉ）ｂ以下、ＣＤ″″： ０．１ｐｐ−以下を含有する
ｐＨ：約７の水溶液中に上記試験片を浸漬した状態で、
温度：３２０℃、圧カニ１５７ｋｇ／ｃｊ。
て、金属顕微鏡を用いて結晶構造を観察し、かつ強度を
評価する目的で室温での引張強さを測定し、また前記鋳
片より平行部直径：５＠ＩＸ標点間距離： ２０ｗ＋＋
＊の引張試験片を切出し、この引張試験片を用い、原子
力発電用軽水炉の構造部材のうち、特にボルト材やビン
材がさらされる条件を模擬した環境下、すなわち圧力釜
内において、ＨＢＯ：（Ｂとして）約３５０ｐｐｓＳＬ
ｉ ＯＨ：（Ｌｉとして）約２１）ｐｍ 、Ｎ２ ：
約３０ｃｃ−８ＴＰ１ｋｇ・Ｎ２０、ＤＯ：５１）
Ｉ）ｂ以下、ＣＤ″″： ０．１ｐｐ−以下を含有する
ｐＨ：約７の水溶液中に上記試験片を浸漬した状態で、
温度：３２０℃、圧カニ１５７ｋｇ／ｃｊ。
歪速度＋２．０ｗ／ ｗｉｎ、の条件で低歪速度引張試
験（Ｓ Ｓ ＲＴ法）を行ない、破断後の破面を観察し
て応力腐食割れ破面率を測定し、さらに耐食性を評価す
る目的で、上記水溶液中に、室温で５００時間浸漬後、
腐食減量測定の耐食性試験を行なった。さらに、また鋳
片の単結晶化を評価する目的で、上記鋳片より ０．７
Ｉ１ｍＸ０．７ｍｍＸ ０．７＋Ｉ１ｍの小片ブロック
の試験片を切出し、この試験片を用い、示差熱分析法に
て凝固温度範囲を１ｌｐ１定した。これらの結果を第１
表に示した。
験（Ｓ Ｓ ＲＴ法）を行ない、破断後の破面を観察し
て応力腐食割れ破面率を測定し、さらに耐食性を評価す
る目的で、上記水溶液中に、室温で５００時間浸漬後、
腐食減量測定の耐食性試験を行なった。さらに、また鋳
片の単結晶化を評価する目的で、上記鋳片より ０．７
Ｉ１ｍＸ０．７ｍｍＸ ０．７＋Ｉ１ｍの小片ブロック
の試験片を切出し、この試験片を用い、示差熱分析法に
て凝固温度範囲を１ｌｐ１定した。これらの結果を第１
表に示した。
第１表に示される結果から、本発明Ｎｉ基合金鋳片１〜
３２は、いずれもγ相の素地中にγ′相およびγ″相の
金属間化合物が分散析出した単結晶組織を有し、かつ従
来Ｎｉ基単結晶鋳造合金に相当する比較Ｎｉ基合金鋳片
と同等の強度、耐応力腐食割れ性、および耐食性を有し
、一方合金成分としてＣｕ、Ｈ「、およびＲｅ、さらに
ＭｏおよびＷを含有する場合にはこれより一段とすぐれ
た耐応力腐食割れ性、耐食性を示し、さらに従来Ｎｉ基
単結晶鋳造合金に比して著しく狭い凝固温度範囲を有し
、単結晶化の容易な合金であることが明らかであり、一
方比較Ｎｉ基合金鋳片１〜８に見られるように、構成成
分のうちのいずれかの成分含有量でもこの発明の範囲か
ら外れると上記の特性のうちの少なくともいずれかの特
性が劣ったものになることが明らかである。
３２は、いずれもγ相の素地中にγ′相およびγ″相の
金属間化合物が分散析出した単結晶組織を有し、かつ従
来Ｎｉ基単結晶鋳造合金に相当する比較Ｎｉ基合金鋳片
と同等の強度、耐応力腐食割れ性、および耐食性を有し
、一方合金成分としてＣｕ、Ｈ「、およびＲｅ、さらに
ＭｏおよびＷを含有する場合にはこれより一段とすぐれ
た耐応力腐食割れ性、耐食性を示し、さらに従来Ｎｉ基
単結晶鋳造合金に比して著しく狭い凝固温度範囲を有し
、単結晶化の容易な合金であることが明らかであり、一
方比較Ｎｉ基合金鋳片１〜８に見られるように、構成成
分のうちのいずれかの成分含有量でもこの発明の範囲か
ら外れると上記の特性のうちの少なくともいずれかの特
性が劣ったものになることが明らかである。
上述のように、この発明のＮｉ基単結晶鋳造合金は、同
種の従来Ｎｉ基単結晶合金と同等、あるいはこれ以上の
強度、耐応力腐食割れ性、および耐食性を有し、一方合
金の凝固温度範囲はこれより一層狭いものとなっており
、この結果１ｊ結晶化が容易となることから、鋳片の引
下げ速度の上昇、並びにこれの大型化が可能となり、生
産性の向上に寄与するなど工業上有用な特性を有するの
である。
種の従来Ｎｉ基単結晶合金と同等、あるいはこれ以上の
強度、耐応力腐食割れ性、および耐食性を有し、一方合
金の凝固温度範囲はこれより一層狭いものとなっており
、この結果１ｊ結晶化が容易となることから、鋳片の引
下げ速度の上昇、並びにこれの大型化が可能となり、生
産性の向上に寄与するなど工業上有用な特性を有するの
である。
Claims (4)
- （１）Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｔｉ
：０．１〜８％、Ａｌ：０．１〜８％、を含有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする析出強化型Ｎｉ基
単結晶鋳造合金。 - （２）Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｔｉ
：０．１〜８％、Ａｌ：０．１〜８％、を含有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、さらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０５〜３％、Ｒ
ｅ：０．０５〜３％、 のうちの１種または２種以上（ただし合量で３％以下）
、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする析出強化型Ｎｉ基
単結晶鋳造合金。 - （３）Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｔｉ
：０．１〜８％、Ａｌ：０．１〜８％、を含有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、さらに、 ＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．０５〜３％
、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする析出強化型Ｎｉ基
単結晶鋳造合金。 - （４）Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎｂ：０．１〜５％、Ｔｉ
：０．１〜８％、Ａｌ：０．１〜８％、を含有し、 Ｔａ：０．１〜３％、 を含有し、さらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｈｆ：０．０５〜３％、Ｒ
ｅ：０．０５〜３％、 のうちの１種または２種以上（ただし合量で３％以下）
と、 ＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．０５〜３％
、 を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする析出強化型Ｎｉ基
単結晶鋳造合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1120435A JP2657096B2 (ja) | 1989-05-16 | 1989-05-16 | 析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金 |
| US07/521,323 US5122206A (en) | 1989-05-16 | 1990-05-09 | Precipitation hardening nickel base single crystal cast alloy |
| DE69007853T DE69007853T2 (de) | 1989-05-16 | 1990-05-15 | Ausscheidungshärtende Einkristallegierung auf Nickelbasis. |
| CA002016794A CA2016794A1 (en) | 1989-05-16 | 1990-05-15 | Precipitation hardening type nickel base single crystal cast alloy |
| EP90109157A EP0398264B1 (en) | 1989-05-16 | 1990-05-15 | Precipitation hardening type nickel base single crystal cast alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1120435A JP2657096B2 (ja) | 1989-05-16 | 1989-05-16 | 析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02301538A true JPH02301538A (ja) | 1990-12-13 |
| JP2657096B2 JP2657096B2 (ja) | 1997-09-24 |
Family
ID=14786141
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1120435A Expired - Lifetime JP2657096B2 (ja) | 1989-05-16 | 1989-05-16 | 析出強化型Ｎｉ基単結晶鋳造合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2657096B2 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56142843A (en) * | 1980-03-13 | 1981-11-07 | Rolls Royce | Alloy suitable for producing single crystal cast article |
| JPS5858242A (ja) * | 1981-10-02 | 1983-04-06 | ゼネラル・エレクトリツク・コンパニ− | 単結晶ニツケル基超合金、物品およびその製造方法 |
| JPS58120758A (ja) * | 1981-12-30 | 1983-07-18 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 高強度ニツケル基超合金物品 |
| JPS62170445A (ja) * | 1986-01-21 | 1987-07-27 | Mitsubishi Metal Corp | 耐応力腐食割れ性のすぐれた析出強化型Ｎｉ基鋳造合金 |
-
1989
- 1989-05-16 JP JP1120435A patent/JP2657096B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56142843A (en) * | 1980-03-13 | 1981-11-07 | Rolls Royce | Alloy suitable for producing single crystal cast article |
| JPS5858242A (ja) * | 1981-10-02 | 1983-04-06 | ゼネラル・エレクトリツク・コンパニ− | 単結晶ニツケル基超合金、物品およびその製造方法 |
| JPS58120758A (ja) * | 1981-12-30 | 1983-07-18 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 高強度ニツケル基超合金物品 |
| JPS62170445A (ja) * | 1986-01-21 | 1987-07-27 | Mitsubishi Metal Corp | 耐応力腐食割れ性のすぐれた析出強化型Ｎｉ基鋳造合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2657096B2 (ja) | 1997-09-24 |
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