JPH08209273A - Nickel based alloy for heat resistant material - Google Patents
Nickel based alloy for heat resistant materialInfo
- Publication number
- JPH08209273A JPH08209273A JP1567095A JP1567095A JPH08209273A JP H08209273 A JPH08209273 A JP H08209273A JP 1567095 A JP1567095 A JP 1567095A JP 1567095 A JP1567095 A JP 1567095A JP H08209273 A JPH08209273 A JP H08209273A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- based alloy
- stress
- alloy
- value
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
Description
【0001】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は高温環境下で使用される
Ni基合金に係わり、特に高温環境下で負荷を受ける際
の金属組織の熱的安定性とクリープ破断強度に優れ、ガ
スタービンブレード材料に好適なNi基超合金単結晶材
料および、該単結晶鋳造物を用いることによってできる
ガスタービン用単結晶部品、および該単結晶部品を用い
ることによってできる高効率ガスタービンに関するもの
で、とりわけ地上発電用で高い熱効率を有するコンバイ
ンドサイクル発電システムに関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a Ni-based alloy used in a high temperature environment, and in particular, it has excellent thermal stability and creep rupture strength of a metal structure when subjected to a load in a high temperature environment, and a gas turbine blade The present invention relates to a Ni-base superalloy single crystal material suitable as a material, a single crystal component for a gas turbine produced by using the single crystal casting, and a high efficiency gas turbine produced by using the single crystal component, and more particularly The present invention relates to a combined cycle power generation system for power generation and having high thermal efficiency.
【0002】[0002]
【従来の技術】ガスタービンにおいて、熱・力学的に極
めて苛酷な環境にさらされるタービンブレードは、多結
晶の普通鋳造合金から、応力負荷方向に結晶粒界をもた
ない一方向柱状晶凝固合金に、さらには結晶粒界が全く
ない単結晶合金へと変遷を遂げてきた。このような発展
の歴史は主に航空機用ガスタービンを中心としたもので
あり、連続運転時間は比較的短い一方で高い低サイクル
疲労強度が重視されてきた。このような観点から開発さ
れてきた合金の例としてAlloy444(米国特許第4,116,72
3号,特公昭59−34776号),PWA1484(米国特許第4,71
9,080号,特開昭61−284545号),CMSX−4((米
国特許第4,643,782号,特開昭60−211031号),SC−
83(米国特許第4,976,791号,特開平2−138431号)な
どを挙げることができる。2. Description of the Related Art In gas turbines, turbine blades that are exposed to extremely harsh thermodynamically and mechanically are made from polycrystalline ordinary casting alloys to unidirectional columnar solidified alloys that have no grain boundaries in the stress loading direction. In addition, it has become a single-crystal alloy with no grain boundaries. The history of such development is mainly centered on aircraft gas turbines, and continuous operation time is relatively short, but high low cycle fatigue strength has been emphasized. Alloy 444 (U.S. Pat. No. 4,116,72) is an example of an alloy that has been developed from this viewpoint.
3, JP-B-59-34776), PWA1484 (US Pat. No. 4,71)
9,080, JP 61-284545), CMSX-4 ((US Pat. No. 4,643,782, JP 60-211031), SC-
83 (US Pat. No. 4,976,791, JP-A-2-138431) and the like.
【0003】一方、地上発電用ガスタービンのブレード
の使用温度は従来、航空機用ほど高くなく普通鋳造合金
が主に用いられてきたが、近年の地球規模の環境汚染問
題がクローズアップされると共に、地上発電用ガスター
ビンの高効率化が急務となり、ガスタービンの燃焼温度
は高くなり、それに対応して、タービンブレード材料も
普通鋳造合金から、単結晶鋳造合金へと移行する必要が
でてきた。ところが、地上発電用のガスタービンでは航
空機用に比べて連続運転時間が格段に長く、タービンブ
レードの点検間隔も長くなるために、長時間運転中のタ
ービン合金組織の安定性がタービンシステム全体の信頼
性にとって極めて重要になってきている。すなわち、従
来より高温での運転環境下に於いても、合金の微視的な
組織が安定している必要があるが、このような必要性を
満足する合金は未だ実用化されていないのが現状であ
る。On the other hand, the operating temperature of the blade of the gas turbine for terrestrial power generation has not been so high as that for aircraft, and ordinary cast alloy has been mainly used. However, recent global environmental pollution problems have been highlighted, and There is an urgent need to improve the efficiency of gas turbines for terrestrial power generation, and the combustion temperature of gas turbines has risen. In response to this, it has become necessary to shift turbine blade materials from ordinary cast alloys to single crystal cast alloys. However, in gas turbines for terrestrial power generation, the continuous operating time is significantly longer than that for aircraft, and the turbine blade inspection interval is also longer, so the stability of the turbine alloy structure during long-term operation is dependent on the reliability of the entire turbine system. It has become extremely important for sex. That is, the microstructure of the alloy needs to be stable even under an operating environment at a higher temperature than before, but an alloy satisfying such a need has not yet been put into practical use. The current situation.
【0004】[0004]
【発明が解決しようとする課題】耐熱材料用Ni基合金
はγ′相と称される規則相とγ相と称される不規則相か
らなっており、時効処理を行うことにより、γ′相が一
辺が0.5 ミクロン程度の立方体状になり、それが母相
であるγ相中に規則的に配列する。このような微視的な
金属組織は高いクリープ強度と靱性をもつことが経験的
に知られているが、通常このような合金組織が荷重の負
荷の下で安定なのは950℃程度までであり、それ以上
の高温になるとクリープ変形に伴ってγ′相が通常、応
力負荷方向に対し垂直方向に成長してゆくという問題が
ある。すなわち950℃程度以上の高温ではNi基超合
金単結晶の組織は負荷の下で不安定である。このような
γ′相の異方的な成長現象はRafting現象と称される
が、このRafting現象は極めて高速に生じ、1000℃
程度以上の高温では変形開始後数時間から数十時間の初
期クリープの期間で明瞭に観察されるようになる。Ni-based alloys for heat-resistant materials are composed of an ordered phase called γ'phase and an irregular phase called γ phase. Has a cubic shape with one side of about 0.5 micron and is regularly arranged in the matrix γ phase. It is empirically known that such a microscopic metal structure has high creep strength and toughness, but normally, such an alloy structure is stable up to about 950 ° C. under load. When the temperature becomes higher than that, there is a problem that the γ'phase usually grows in the direction perpendicular to the stress loading direction with creep deformation. That is, at a high temperature of about 950 ° C. or higher, the structure of the Ni-based superalloy single crystal is unstable under load. Such an anisotropic growth phenomenon of the γ ′ phase is called a Rafting phenomenon, but this Rafting phenomenon occurs at an extremely high speed,
At high temperatures above a certain level, it becomes clearly observed during the initial creep period of several hours to several tens of hours after the start of deformation.
【0005】金属微視組織のこのような変化はNi基合
金のクリープ強度に反映し、Rafting の生じた合金では
クリープ破断時間が顕著に短くなることが確かめられて
いる。また破断面の電子顕微鏡観察によって、薄片化し
たγ′相に沿って破断が生じている様子を観察すること
ができる。したがって、このようなRafting 現象を抑制
し950℃程度以上の高温クリープ条件下でも合金組織
が変化しないようにすることができれば、従来以上のク
リープ破断強度が得られる。It has been confirmed that such a change in the microstructure of the metal reflects on the creep strength of the Ni-base alloy, and that the creep rupture time is remarkably shortened in the alloy having Rafting. In addition, by observing the fracture surface with an electron microscope, it is possible to observe how fracture occurs along the thinned γ'phase. Therefore, if it is possible to suppress such a Rafting phenomenon and prevent the alloy structure from changing even under high temperature creep conditions of about 950 ° C. or higher, a creep rupture strength higher than conventional can be obtained.
【0006】Rafting 現象における顕著な特徴は、この
現象が応力負荷方向に垂直に(または材料によっては応
力負荷方向に平行に)生じ、かつγ′相の成長が高速に
生ずることである。成長が応力負荷方向に応じて生ずる
ことは、応力によって生じた変形の異方性がγ′相の成
長方向にとって重要であることを示唆しており、また成
長が極めて高速なことは、γ′相の成長をもたらす物質
の移動もまた極めて高速であることを示している。すな
わちRafting 現象は合金微視組織に生じた異方性のある
変形に起因し、高速の物質移動の過程をへて生ずること
がわかる。A prominent feature of the Rafting phenomenon is that this phenomenon occurs perpendicularly to the stress loading direction (or parallel to the stress loading direction depending on the material), and the γ'phase grows rapidly. The fact that the growth occurs according to the stress loading direction suggests that the anisotropy of deformation caused by stress is important for the growth direction of the γ ′ phase, and the extremely fast growth indicates that γ ′ It also shows that the mass transfer that leads to phase growth is also very fast. In other words, it can be seen that the Rafting phenomenon is caused by anisotropic deformation in the microstructure of the alloy, and occurs in the process of high-speed mass transfer.
【0007】本発明で解決しようとしているのは、合金
微視組織に生ずる変形を均一で、等方的なものにするこ
とによって物質移動を制御しそれによって950℃程度
以上での高温域でのクリープ強度の向上を図ることであ
る。The problem to be solved by the present invention is to control the mass transfer by making the deformation occurring in the microstructure of the alloy uniform and isotropic, thereby controlling the mass transfer in the high temperature region above 950 ° C. It is to improve the creep strength.
【0008】[0008]
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明によれば、Ni基合金のγ相に生ずる応力値
の空間的な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力に
よって発生する応力の公称値に比べて十分小さな値にな
るようにすることによって、クリープ変形によるγ′相
の異方的な成長が生じないようにする材料の設計手法が
提供される。In order to achieve the above object, according to the present invention, the width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is controlled by the external force applied to the Ni-based alloy. By designing the stress generated by the stress to be sufficiently smaller than the nominal value, a material designing method for preventing anisotropic growth of the γ ′ phase due to creep deformation is provided.
【0009】また、Ni基合金のγ相に生ずる応力値の
空間的な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によ
って発生する応力の公称値に比べて十分小さな値になる
ようなγ相および、γ′相の弾性定数,格子定数の組み
合わせを有する材料の設計手法が提供される。Further, the width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy. Provided is a method of designing a material having a combination of elastic constants and lattice constants of the phase and γ ′ phase.
【0010】また、Ni基合金のγ相に生ずる塑性変形
が空間的にほぼ一様になるようにすることによって、ク
リープ変形によるγ′相の異方的な成長が生じないよう
にする材料の設計手法が提供される。Further, by making the plastic deformation occurring in the γ phase of the Ni-base alloy spatially uniform, it is possible to prevent the anisotropic growth of the γ'phase due to creep deformation from occurring in the material. Design methods are provided.
【0011】また、Ni基合金のγ相に生ずる塑性変形
が空間的にほぼ一様になるようなγ相および、γ′相の
弾性定数,格子定数の組み合わせを有する材料の設計手
法が提供される。Further, there is provided a method of designing a material having a combination of elastic constants and lattice constants of the γ phase and the γ ′ phase such that the plastic deformation occurring in the γ phase of the Ni-based alloy becomes substantially spatially uniform. It
【0012】また、Ni基合金のγ相に生ずる応力値の
空間的な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によ
って発生する応力の公称値に比べて十分小さな値である
ことによって、クリープ変形によるγ′相の異方的な成
長が生じない耐熱材料用Ni基合金が提供される。Further, the width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy, Provided is a Ni-base alloy for heat-resistant materials, which does not cause anisotropic growth of the γ'phase due to creep deformation.
【0013】また、Ni基合金のγ相に生ずる応力値の
空間的な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によ
って発生する応力の公称値に比べて十分小さな値である
ことによって、クリープ変形によるγ′相の異方的な成
長が生じないようなγ相および、γ′相の弾性定数,格
子定数の組み合わせを有する耐熱材料用Ni基合金が提
供される。Further, the width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy, Provided is a Ni-base alloy for heat-resistant materials, which has a combination of elastic constants and lattice constants of the γ phase and the γ ′ phase such that anisotropic growth of the γ ′ phase due to creep deformation does not occur.
【0014】また、Ni基合金のγ相に生ずる塑性変形
が空間的にほぼ一様になるようなγ相および、γ′相の
弾性定数,格子定数の組み合わせを有する耐熱材料用N
i基合金が提供される。Further, N for heat resistant materials having a combination of elastic constants and lattice constants of the γ phase and the γ ′ phase such that the plastic deformation occurring in the γ phase of the Ni-based alloy becomes substantially uniform in space.
An i-based alloy is provided.
【0015】また、800から1200℃の温度範囲に
おけるγ相および、γ′相の弾性定数,格子定数を用い
て設計する材料の設計手法が提供される。Further, there is provided a material designing method for designing using the elastic constants and lattice constants of the γ phase and the γ ′ phase in the temperature range of 800 to 1200 ° C.
【0016】また、800から1200℃の温度範囲に
おけるγ相および、γ′相の弾性定数,格子定数を用い
て設計した耐熱材料用Ni基合金が提供される。There is also provided a Ni-base alloy for heat resistant materials designed by using the elastic constants and lattice constants of the γ phase and γ'phase in the temperature range of 800 to 1200 ° C.
【0017】また、無次元量Also, a dimensionless quantity
【0018】[0018]
【数6】 (Equation 6)
【0019】が0.05 以下である材料の設計手法が提
供される。A method for designing a material having a value of 0.05 or less is provided.
【0020】ただしdの計算に用いられている記号は次
の物理量に対応する。However, the symbol used in the calculation of d corresponds to the following physical quantity.
【0021】σ :ガスタービンブレードに負荷され
る応力の公称値 Eγ :応力負荷方向のγ相のヤング率 Eγ′:応力負荷方向のγ′相のヤング率Σ: Nominal value of stress applied to the gas turbine blade Eγ: Young's modulus of γ phase in the stress loading direction Eγ ′: Young's modulus of γ ′ phase in the stress loading direction
【0022】[0022]
【数7】 (Equation 7)
【0023】aγ :γ相の格子定数 aγ′:γ′相の格子定数 D :γ−γ′界面に導入されたミスフィット転位の
間隔 また、無次元量Aγ: lattice constant of γ phase aγ ′: lattice constant of γ ′ phase D: spacing of misfit dislocations introduced at the γ-γ ′ interface.
【0024】[0024]
【数8】 (Equation 8)
【0025】が0.05 以下である耐熱材料用Ni基合
金が提供される。There is provided a Ni-based alloy for heat-resistant materials having a value of 0.05 or less.
【0026】また、無次元量Also, a dimensionless quantity
【0027】[0027]
【数9】 [Equation 9]
【0028】が0.05 以下になるようにNi基合金を
構成する元素の成分比を調整する材料の設計手法が提供
される。A method for designing a material for adjusting the composition ratio of elements constituting a Ni-based alloy is provided so that the value becomes 0.05 or less.
【0029】また、無次元量Also, a dimensionless quantity
【0030】[0030]
【数10】 [Equation 10]
【0031】が0.05 以下になるようにNi基合金を
構成する元素の成分比を調整した耐熱材料用Ni基合金
が提供される。There is provided a Ni-base alloy for heat-resistant materials, in which the component ratio of the elements constituting the Ni-base alloy is adjusted so that the value becomes 0.05 or less.
【0032】また、立方体形状およびそれに準ずる形状
を有するγ′相と、γ′相を包囲するγ相からなる2相
組織である材料の設計手法が提供される。Further, there is provided a method of designing a material having a two-phase structure consisting of a γ ′ phase having a cubic shape and a shape corresponding thereto and a γ phase surrounding the γ ′ phase.
【0033】また、立方体形状およびそれに準ずる形状
を有するγ′相と、γ′相を包囲するγ相からなる2相
組織である耐熱材料用Ni基合金が提供される。There is also provided a Ni-base alloy for heat-resistant materials having a two-phase structure composed of a γ'phase having a cubic shape and a shape similar thereto and a γ phase surrounding the γ'phase.
【0034】また上に述べた合金が、Ni,Al,T
i,Cr,Co,Rh,W,Ta,Mo,Nb,Hfか
ら選ばれた少なくとも2種類の成分からなり、機械構造
用部品として供用される際に単結晶または少数の小傾角
粒界のみを含む金属組織となっている耐熱材料用Ni基
合金が提供される。The alloys described above are Ni, Al, T
i, Cr, Co, Rh, W, Ta, Mo, Nb, Hf, which is composed of at least two kinds of components, and when used as a component for machine structure, only a single crystal or a small number of small-angle grain boundaries are used. Provided is a Ni-based alloy for a heat-resistant material having a metal structure containing.
【0035】また上に述べた合金を用いたガスタービン
ブレード、またはガスタービンノズルまたは、ガスター
ビンが提供される。There is also provided a gas turbine blade, a gas turbine nozzle, or a gas turbine using the alloy described above.
【0036】また、コンプレッサによって圧縮された燃
料ガスをノズルを通じてディスクに植設されたブレード
に衝突させて該ブレードを回転させるガスタービンにお
いて、燃焼ガス温度が1500℃以上であり、初段ブレ
ード入口での燃焼ガス温度が1300℃以上であり、該
ブレードがNi基合金の単結晶鋳造物からなり全長が1
500mm以上で、発電容量が2.5万kW 以上であるガ
スタービンが提供される。Further, in the gas turbine in which the fuel gas compressed by the compressor is made to collide with the blade implanted in the disk through the nozzle to rotate the blade, the combustion gas temperature is 1500 ° C. or higher, and the first stage blade inlet The combustion gas temperature is 1300 ° C. or higher, the blade is made of a Ni-based alloy single crystal casting, and the total length is 1
A gas turbine with a power generation capacity of 250,000 kW or more with a diameter of 500 mm or more is provided.
【0037】[0037]
【作用】材料の変形状態は一般に材料中に生ずるひずみ
によって記述される。ひずみは通常弾性ひずみと塑性ひ
ずみの和である。弾性ひずみは材料に荷重が加えられた
ときに最初に材料が示す応答であり、弾性ひずみの大き
さは材料中に生じた応力に、Hooke の法則を通して、一
対一に対応する。塑性ひずみは材料に生じた応力がある
限界値を超過したときに生ずる。この時材料中では多数
の転位と呼ばれる結晶欠陥の増殖と移動が起こる。転位
の増殖と移動は応力によって駆動される。このような転
位は結晶中の拡散の経路の一つになることがわかってい
る。The deformation state of a material is generally described by the strain generated in the material. Strain is usually the sum of elastic strain and plastic strain. Elastic strain is the response that a material first exhibits when a load is applied to the material. The magnitude of elastic strain corresponds to the stress generated in the material through Hooke's law in a one-to-one correspondence. Plastic strain occurs when the stress generated in a material exceeds a certain limit value. At this time, many crystal defects called dislocations propagate and move in the material. Dislocation growth and migration are driven by stress. It is known that such a dislocation becomes one of the diffusion paths in the crystal.
【0038】以上のことから、変形の異方性をなくし均
一な変形状態を微視組織中に作り出すということは、弾
性ひずみ,塑性ひずみの分布が均一になるようにすると
いうことと同一であり、そのためには微視組織中に発生
する応力の分布を均一にすることが必要である。また、
主たる物質移動の機構は転位を拡散経路にしたパイプ拡
散のほかに、γ−γ′界面を拡散経路にした界面拡散,
原子空孔を媒介にした体拡散であるが、転位や空孔の密
度は塑性ひずみに密接に関係している。したがって物質
移動の経路や媒介となる結晶欠陥の空間的な分布を均一
にするという点からは、塑性ひずみの分布の均一性が最
も重要であり、塑性ひずみの分布を決定する応力の分布
の均一性がここでも必要とされる。すなわち、材料の微
視組織中に生ずる塑性ひずみが等方的になるように組織
中の応力の分布を制御することが、熱的に安定した組織
をもつ合金の基本的な設計指針となりまた、このように
設計された合金材料は高温クリープ条件のもとで高い組
織安定性が得られる。From the above, to eliminate the anisotropy of deformation and create a uniform deformed state in the microstructure is the same as to make the distribution of elastic strain and plastic strain uniform. For that purpose, it is necessary to make the distribution of the stress generated in the microstructure uniform. Also,
The main mass transfer mechanism is pipe diffusion using dislocations as diffusion paths, and interface diffusion using γ-γ ′ interfaces as diffusion paths.
Although it is a body diffusion mediated by atomic vacancies, the density of dislocations and vacancies is closely related to plastic strain. Therefore, homogeneity of the plastic strain distribution is the most important from the viewpoint of uniforming the spatial distribution of the crystal defects that act as the path of mass transfer and mediation, and the homogeneity of the stress distribution that determines the plastic strain distribution. Sex is needed here as well. That is, controlling the distribution of stress in the structure so that the plastic strain that occurs in the microstructure of the material is isotropic becomes the basic design guideline for an alloy with a thermally stable structure, and The alloy material designed in this way has high structural stability under high temperature creep conditions.
【0039】耐熱材料用Ni基合金の微視組織は、一辺
が0.5 ミクロン程度の立方体状になったγ′相が、母
相であるγ相中に規則的に配列したような幾何学的な特
徴をもっている。このような幾何学的な特徴をもった微
視組織は、鋳造した合金に適当な時効処理を行うことに
よって得ることができる。図1はそのような組織を模式
的に描いたもので、ハッチングした領域がγ′相を表わ
している。γ′相の塑性変形に対する抵抗はγ相のそれ
に比べて十分大きいので、塑性変形は通常γ相の部分だ
けに生ずる。図1に示したような方向に外力が加わって
いるとすると、電子顕微鏡を用いた観察により、Raftin
g の現象は図1に示したVの領域が狭まって行きHの領
域が広がって行くように進行するということがわかって
いる。Rafting 進行途中の微視組織を模式的に図2に示
した。図1のHの領域を横チャンネル、Vの領域を縦チ
ャンネルと呼ぶことにすると、Rafting 現象はγ′相の
形状が偏平になってゆき縦チャンネルがなくなり、横チ
ャンネルの幅が広がる現象であるということができる。The microstructure of the Ni-base alloy for heat-resistant materials has a geometry such that cubic γ'phases with a side of about 0.5 micron are regularly arranged in the matrix γ phase. Have unique characteristics. A microstructure having such geometrical characteristics can be obtained by subjecting a cast alloy to an appropriate aging treatment. FIG. 1 is a schematic drawing of such a structure, and the hatched region represents the γ'phase. Since the resistance of the γ'phase to plastic deformation is sufficiently larger than that of the γ phase, plastic deformation usually occurs only in the γ phase part. If an external force is applied in the direction shown in Fig. 1, Raftin
It is known that the phenomenon of g proceeds such that the V region shown in FIG. 1 becomes narrower and the H region becomes wider. The microstructure during the Rafting process is shown schematically in FIG. When the region H in FIG. 1 is called a horizontal channel and the region V is called a vertical channel, the Rafting phenomenon is a phenomenon in which the shape of the γ ′ phase becomes flat and the vertical channel disappears, and the width of the horizontal channel widens. Can be said.
【0040】γ−γ′微視組織中に応力が生ずる原因は
主として(1)外部から加えられた荷重と物体力、
(2)γ相とγ′相の結晶格子定数の違い、の2点であ
る。(1)の外部から加えられた荷重と物体力のうち、主
要なものは遠心力であるが、以後この遠心力と外部から
加えられた荷重との和を単に外力と呼ぶことにする。The main causes of stress in γ-γ 'microstructure are (1) externally applied load and object force,
(2) Difference in crystal lattice constant between γ phase and γ ′ phase. Of the load and the object force applied from the outside of (1), the main one is the centrifugal force, and hereinafter, the sum of this centrifugal force and the load applied from the outside will be simply referred to as an external force.
【0041】外力の方向が結晶の<100>方向に一致
するものと仮定し、結晶格子定数の違いと外力とが原因
によって生ずる応力を有限要素法を用いて数値的に求
め、まとめたところ、以下の結果が得られた; (1)外力によって生ずる応力場 i)横チャンネル,縦チャンネルとも概略、外力方向の
一軸垂直応力場になる。 ii)横チャンネルでの応力値はγ相,γ′相の弾性定数
が異なっていてもほぼ公称応力値になる。Assuming that the direction of the external force coincides with the <100> direction of the crystal, the stress caused by the difference between the crystal lattice constants and the external force is numerically obtained using the finite element method and summarized. The following results were obtained: (1) Stress field generated by external force i) Both lateral and longitudinal channels are uniaxial vertical stress fields in the direction of external force. ii) The stress value in the lateral channel is almost the nominal stress value even if the elastic constants of the γ and γ ′ phases are different.
【0042】ここで公称応力とは外力値を試料の断面積
で除した値である iii)縦チャンネルでの応力値は公称応力値のほぼ(Eγ
/Eγ′)倍になる。Here, the nominal stress is a value obtained by dividing the external force value by the cross-sectional area of the sample. Iii) The stress value in the longitudinal channel is almost equal to the nominal stress value (Eγ
/ Eγ ′) times.
【0043】(2)格子定数の違いによって生ずる応力
場 i) 横チャンネル,縦チャンネルとも概略、γ相と
γ′相の界面に平行な方向の2軸垂直応力場になる。(2) Stress field caused by difference in lattice constant i) Biaxial vertical stress field in a direction parallel to the interface between the γ phase and the γ ′ phase is roughly obtained for both the lateral channel and the longitudinal channel.
【0044】ii)応力値は概略Eγε* になる。Ii) The stress value is approximately Eγε *.
【0045】縦チャンネル,横チャンネルに生ずる塑性
変形の物理的実体は、それらの場所で生ずる転位の増殖
と運動である。転位の増殖と運動は転位に加わるせん断
応力によって駆動される。したがって縦チャンネルと横
チャンネルに同量の塑性変形が生ずる様にするには、そ
れらの場所で転位に加わるせん断応力が等しくなるよう
にすればよい。よく知られている一般化シュミット因子
を用いて、前項に述べた応力値から転位に加わるせん断
応力を計算することができる。横チャンネル,縦チャン
ネルで転位に加わるせん断応力をそれぞれ、τH,τV
とすると、The physical substance of plastic deformation occurring in the longitudinal and transverse channels is the growth and movement of dislocations occurring at those locations. Propagation and movement of dislocations are driven by shear stress applied to the dislocations. Therefore, in order to cause the same amount of plastic deformation in the longitudinal channel and the transverse channel, the shear stresses applied to the dislocations at those locations should be equal. The well-known generalized Schmid factor can be used to calculate the shear stress applied to dislocations from the stress values mentioned in the previous section. The shear stress applied to the dislocations in the horizontal and vertical channels is τH and τV, respectively.
Then
【0046】[0046]
【数11】 τH=|σ−Eγε*| …(3)[Expression 11] τH = | σ−Eγε * | (3)
【0047】[0047]
【数12】 (Equation 12)
【0048】となる。Eγ/Eγ′と2Eγ′ε* を座
標軸とする空間に、τHとτVの大小関係を表示する
と、図3のハッチングを施した領域ではτHがτVより
大,ハッチングを施していない領域ではτHがτVより
小となり、境界の太線上ではτH=τVが成り立つ。E
γ/Eγ′>0の条件のもとでτH=τVとなるのは次
式で定義される。It becomes When the magnitude relationship between τH and τV is displayed in the space with Eγ / Eγ ′ and 2Eγ′ε * as the coordinate axes, τH is larger than τV in the hatched area in FIG. 3 and τH is in the unhatched area. It becomes smaller than τV, and τH = τV holds on the thick line of the boundary. E
Under the condition of γ / Eγ ′> 0, τH = τV is defined by the following equation.
【0049】[0049]
【数13】 (Equation 13)
【0050】が0となるときのみである。δが0となる
ように、材料に負荷される応力に応じて結晶の弾性定数
と格子定数の組み合わせについて、材料の設計を行えば
γ相に生ずる塑性変形を均一にすることができる。とこ
ろが、材料設計でδ値を完全に0にするのは実際上は不
可能な場合がある。しかし図3に示した各領域でのτH
とτVの差は連続になっているので、γ相に生ずる塑性
変形を均一にするという所期の目的は、弾性定数と格子
定数の組み合わせをδ=0の直線の近傍に位置させるこ
とによってほぼ達成される。例えばJournal of Materia
ls Research,Volume7,1992,p3032−3038に記載の結晶
塑性解析プログラムを用いた数値シミュレーションを行
い、γ相に生ずる塑性変形の空間的な不均一性を計算
し、それによって生ずる物質流動量を理論的に評価した
結果によると、δ=0の直線からのはずれがσ値の5%
以内であれば、γ相に生ずる塑性変形量の空間的な変動
によるγ′相の成長速度はタービンブレード稼働時間に
比べて十分長くなることが明らかとなった。したがって
材料設計指針としてはOnly when is zero. By designing the material for the combination of the elastic constant and the lattice constant of the crystal depending on the stress applied to the material so that δ becomes 0, the plastic deformation generated in the γ phase can be made uniform. However, it may be practically impossible to completely set the δ value to 0 in material design. However, τH in each region shown in Fig. 3
Since the difference between τV and τV is continuous, the intended purpose of homogenizing the plastic deformation that occurs in the γ phase is to position the combination of the elastic constant and the lattice constant near the straight line of δ = 0. To be achieved. For example, Journal of Materia
Numerical simulation using the crystal plasticity analysis program described in ls Research, Volume7, 1992, p3032-3038 was performed to calculate the spatial non-uniformity of the plastic deformation occurring in the γ phase, and the theory of the material flow rate caused by it was calculated. According to the evaluation result, the deviation from the straight line of δ = 0 is 5% of the σ value.
It has been clarified that the growth rate of the γ ′ phase due to the spatial variation of the amount of plastic deformation occurring in the γ phase is sufficiently longer than the turbine blade operating time within the range. Therefore, as a material design guideline
【0051】[0051]
【数14】 [Equation 14]
【0052】を0.05 以下にすればよく、このときγ
相,γ′相の弾性定数,格子定数の組み合わせがちょう
ど縦チャンネル,横チャンネルに生ずる塑性変形がほぼ
等しくなる条件を満たしていることになる。It suffices to make the value 0.05 or less. At this time, γ
The combination of the elastic constants and lattice constants of the phase and γ ′ phase satisfies the condition that the plastic deformations that occur in the vertical and horizontal channels are almost equal.
【0053】[0053]
(実施例1)本発明に係わるNi基合金タービン動翼に
想定される設計応力の代表的な値は100から250M
Paである。このような環境において、合金組織がクリ
ープ変形中にラフト化しない条件は次のように決定でき
る。(Example 1) A typical value of the design stress assumed for the Ni-based alloy turbine rotor blade according to the present invention is 100 to 250M.
Pa. In such an environment, the conditions under which the alloy structure does not become raft during creep deformation can be determined as follows.
【0054】すなわち、σ=200MPaのときε* を0.1
% と見積って、Eγ′≒1×1011/Paを用いると
Eγ=0.5×1011/Pa となる。すなわちγ相と
γ′相のヤング率の比が0.5 になるように材料組成比
を決定する。That is, when σ = 200 MPa, ε * is 0.1
Estimating%, and using Eγ′≈1 × 10 11 / Pa, Eγ = 0.5 × 10 11 / Pa. That is, the material composition ratio is determined so that the Young's modulus of the γ phase and the γ ′ phase is 0.5.
【0055】この場合、組成比の変更はヤング率の変化
と共に、ε* 値の変化ももたらすので、両者の値の組み
合わせが満足されるよう、すなわち設計上要求される応
力に対して、非ラフト化条件がほぼ満たされるように材
料定数の値を現実的な範囲内で決定することになる。た
だしここに例示した材料定数の値は、材料が使用される
と想定される温度範囲での値を用いることが必要であ
る。In this case, changing the composition ratio causes a change in the ε * value as well as a change in the Young's modulus, so that the combination of the two values should be satisfied, that is, the non-raft with respect to the stress required in the design. The value of the material constant is determined within a practical range so that the conversion condition is almost satisfied. However, it is necessary to use the value of the material constant illustrated here in the temperature range in which the material is assumed to be used.
【0056】(実施例2)実施例1と同様の想定設計応
力のもとで、ε*を−0.05%と見積るとEγ′≒1×
1011/Paに対しEγ=2×1011/Paとなる。す
なわちγ相とγ′相のヤング率の比が2になるように材
料組成比を決定する。(Embodiment 2) Under the same design stress as in Embodiment 1, if ε * is estimated to be −0.05%, Eγ′≈1 ×
The Eγ = 2 × 10 11 / Pa to 10 11 / Pa. That is, the material composition ratio is determined so that the Young's modulus ratio of the γ phase and the γ ′ phase is 2.
【0057】(実施例3)図4は、本発明のNi基単結
晶合金を用いたタービンブレードおよびノズルを有する
ガスタービン装置の断面図である。本実施例は3段ター
ビンで、初段に実施例1に述べた材料定数を有する材料
であるNi基単結晶合金を用いた。本実施例によって、
タービン入口の燃焼ガス温度を従来に比較して高くする
ことができるので、高い熱効率のガスタービンを提供す
ることができる。(Embodiment 3) FIG. 4 is a sectional view of a gas turbine apparatus having a turbine blade and a nozzle using the Ni-based single crystal alloy of the present invention. This example is a three-stage turbine, and the Ni-based single crystal alloy, which is the material having the material constant described in Example 1, was used in the first stage. According to this embodiment,
Since the combustion gas temperature at the turbine inlet can be made higher than in the conventional case, it is possible to provide a gas turbine with high thermal efficiency.
【0058】[0058]
【発明の効果】本発明によれば、耐熱材料用Ni基合金
のクリープ変形によるγ′相の異方的な成長が生じない
ようにすることが可能となり、耐熱材料用Ni基合金の
クリープ変形特性の向上が図れる。According to the present invention, it becomes possible to prevent the anisotropic growth of the γ'phase due to the creep deformation of the Ni-base alloy for heat-resistant materials, and the creep deformation of the Ni-base alloy for heat-resistant materials. The characteristics can be improved.
【図1】耐熱材料用Ni基合金がクリープ変形する前の
微視組織の模式図。FIG. 1 is a schematic diagram of a microstructure before a Ni-based alloy for heat-resistant material undergoes creep deformation.
【図2】耐熱材料用Ni基合金のクリープ変形に伴う
γ′相の異方的成長の模式図。FIG. 2 is a schematic diagram of anisotropic growth of a γ ′ phase accompanying creep deformation of a Ni-based alloy for heat resistant materials.
【図3】γ′相の縦チャンネルと横チャンネルに生ずる
塑性変形の大小関係を表わす図。FIG. 3 is a diagram showing the magnitude relationship of plastic deformation occurring in a vertical channel and a horizontal channel of a γ ′ phase.
【図4】本発明の実施例であるガスタービン装置の断面
図である。FIG. 4 is a cross-sectional view of a gas turbine device that is an embodiment of the present invention.
1…タービンスタブシャフト、2…ディスタントピー
ス、3…タービンブレード、4…タービンディスク、5
…タービンスタッキングボルト、6…コンプレッサディ
スク、7…コンプレッサブレード、8…タービンスペー
サ、9…コンプレッサスタブシャフト、10…ノズル、
11…コンプレッサスタッキングボルト。1 ... Turbine stub shaft, 2 ... Distant piece, 3 ... Turbine blade, 4 ... Turbine disk, 5
... Turbine stacking bolts, 6 ... Compressor disk, 7 ... Compressor blade, 8 ... Turbine spacer, 9 ... Compressor stub shaft, 10 ... Nozzle,
11 ... Compressor stacking bolt.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 今野 晋也 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 斉藤 雅和 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 宮田 寛 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 伊藤 修 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 吉成 明 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 玉置 英樹 茨城県日立市大みか町七丁目1番1号 株 式会社日立製作所日立研究所内 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Inventor Shinya Konno 7-1-1, Omika-cho, Hitachi City, Ibaraki Prefecture Hitachi Ltd. Hitachi Research Laboratory (72) Inventor Masakazu Saito 7-chome, Omika-cho, Hitachi City, Ibaraki Prefecture No. 1 in Hitachi Research Laboratory, Hitachi, Ltd. (72) Inventor Hiroshi Miyata No. 1-1, Omika-cho, Hitachi, Hitachi, Ibaraki (1) In Hitachi Research Laboratory, Hitachi, Ltd. (72) Osamu Ito Hitachi, Ibaraki Prefecture 7-1, Omika-cho, Hitachi Research Laboratory, Hitachi, Ltd. (72) Inventor, Akira Yoshinari 7-1, 1-1, Omika-cho, Hitachi, Ibaraki Prefecture, Hitachi Research Laboratory, Hitachi, Ltd. (72) Inventor, Hideki Tamaki Hitachi 1-1, Omika-cho, Hitachi City, Ibaraki Prefecture
Claims (19)
な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によって発
生する応力の公称値に比べて十分小さな値になるように
することによって、クリープ変形によるγ′相の異方的
な成長が生じないようにすることを特徴とする材料の設
計手法。1. A width of spatial variation in stress value generated in the γ phase of a Ni-based alloy is set to be sufficiently smaller than a nominal value of stress generated by an external force applied to the Ni-based alloy. This prevents the anisotropic growth of the γ'phase due to creep deformation.
ずる応力値の空間的な変動の幅が、Ni基合金に負荷さ
れる外力によって発生する応力の公称値に比べて十分小
さな値になるようなγ相および、γ′相の弾性定数,格
子定数の組み合わせを有するようにすることを特徴とす
る材料の設計手法。2. The value of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy according to claim 1. A method for designing a material characterized by having a combination of elastic constants and lattice constants of the γ phase and γ ′ phase such that
的にほぼ一様になるようにすることによって、クリープ
変形によるγ′相の異方的な成長が生じないようにする
ことを特徴とする材料の設計手法。3. An anisotropic growth of the γ'phase due to creep deformation is prevented by making the plastic deformation occurring in the γ phase of a Ni-based alloy spatially uniform. Characteristic material design method.
る塑性変形が空間的にほぼ一様になるようなγ相およ
び、γ′相の弾性定数,格子定数の組み合わせを有する
ようにすることを特徴とする材料の設計手法。4. A combination of elastic constants and lattice constants of a γ phase and a γ ′ phase such that the plastic deformation occurring in the γ phase of the Ni-based alloy becomes substantially spatially uniform. Material design method characterized by that.
な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によって発
生する応力の公称値に比べて十分小さな値であることに
よって、クリープ変形によるγ′相の異方的な成長が生
じないことを特徴とする耐熱材料用Ni基合金。5. The width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy, An Ni-based alloy for heat-resistant materials, characterized in that anisotropic growth of the γ'phase does not occur due to creep deformation.
な変動の幅が、Ni基合金に負荷される外力によって発
生する応力の公称値に比べて十分小さな値であることに
よって、クリープ変形によるγ′相の異方的な成長が生
じないようなγ相および、γ′相の弾性定数,格子定数
の組み合わせを有することを特徴とする耐熱材料用Ni
基合金。6. The width of the spatial variation of the stress value generated in the γ phase of the Ni-based alloy is sufficiently smaller than the nominal value of the stress generated by the external force applied to the Ni-based alloy, Ni for heat resistant materials, characterized by having a combination of elastic constants and lattice constants of the γ phase and the γ ′ phase such that anisotropic growth of the γ ′ phase due to creep deformation does not occur.
Base alloy.
的にほぼ一様になるようなγ相および、γ′相の弾性定
数,格子定数の組み合わせを有することを特徴とする耐
熱材料用Ni基合金。7. A heat-resistant material having a combination of elastic constants and lattice constants of a γ phase and a γ ′ phase such that the plastic deformation occurring in the γ phase of a Ni-based alloy is spatially substantially uniform. Ni-based alloy for use.
から1200℃の温度範囲におけるγ相および、γ′相
の弾性定数,格子定数を用いて設計することを特徴とす
る材料の設計手法。8. The method according to claim 1, wherein 800
A design method for materials characterized by designing using elastic constants and lattice constants of the γ phase and γ ′ phase in the temperature range from 1 to 1200 ° C.
法。ただしdの計算に用いられている記号は次の物理量
に対応する。 σ :ガスタービンブレードに負荷される応力の公称
値 Eγ :応力負荷方向のγ相のヤング率 Eγ′:応力負荷方向のγ′相のヤング率 【数2】 aγ :γ相の格子定数 aγ′:γ′相の格子定数 D :γ−γ′界面に導入されたミスフィット転位の
間隔9. The dimensionless quantity according to claim 5, wherein Is 0.05 or less, a material design method. However, the symbol used in the calculation of d corresponds to the following physical quantity. σ: Nominal value of stress applied to gas turbine blade Eγ: Young's modulus of γ phase in stress loading direction Eγ ′: Young's modulus of γ ′ phase in stress loading direction [Equation 2] aγ: lattice constant of γ phase aγ ′: lattice constant of γ ′ phase D: spacing of misfit dislocations introduced at the γ-γ ′ interface
基合金。10. The non-dimensional quantity according to claim 6, wherein Of less than 0.05 is Ni for heat resistant materials
Base alloy.
の成分比を調整することを特徴とする材料の設計手法。11. The non-dimensional quantity according to claim 5, wherein A method of designing a material, characterized in that the component ratio of the elements constituting the Ni-based alloy is adjusted so that the value becomes 0.05 or less.
の成分比を調整することを特徴とする耐熱材料用Ni基
合金。12. The non-dimensional quantity according to claim 6, wherein A Ni-based alloy for heat-resistant materials, characterized in that the component ratio of the elements constituting the Ni-based alloy is adjusted so that the value becomes 0.05 or less.
およびそれに準ずる形状を有するγ′相と、γ′相を包
囲するγ相からなる2相組織である材料の設計手法。13. A method of designing a material having a two-phase structure comprising a γ'phase having a cubic shape and a shape corresponding thereto and a γ phase surrounding the γ'phase according to claim 7 or 9.
体形状およびそれに準ずる形状を有するγ′相と、γ′
相を包囲するγ相からなる2相組織であることを特徴と
する耐熱材料用Ni基合金。14. The γ ′ phase having a cubic shape and a shape conforming thereto, and γ ′ according to claim 8 or 10.
A Ni-based alloy for a heat-resistant material, which has a two-phase structure composed of a γ phase surrounding a phase.
が、Ni,Al,Ti,Cr,Co,Rh,W,Ta,
Mo,Nb,Hfから選ばれた少なくとも2種類の成分
からなり、機械構造用部品として供用される際に単結晶
または少数の小傾角粒界のみを含む金属組織となってい
る耐熱材料用Ni基合金。15. The alloy according to any one of claims 1 to 12 is Ni, Al, Ti, Cr, Co, Rh, W, Ta,
Ni-base for heat-resistant materials, which is composed of at least two kinds of components selected from Mo, Nb, and Hf, and has a metallographic structure including a single crystal or a small number of small-angle grain boundaries when it is used as a machine structural part. alloy.
を用いたガスタービンブレード。16. A gas turbine blade using the alloy according to any one of claims 1 to 13.
を用いたガスタービンノズル。17. A gas turbine nozzle using the alloy according to any one of claims 1 to 13.
を用いたガスタービン。18. A gas turbine using the alloy according to any one of claims 1 to 13.
スをノズルを通じてディスクに植設されたブレードに衝
突させて該ブレードを回転させるガスタービンにおい
て、燃焼ガス温度が1500℃以上であり、初段ブレー
ド入口での燃焼ガス温度が1300℃以上であり、該ブレー
ドがNi基合金の単結晶鋳造物からなり全長が1500
mm以上で、発電容量が2.5万kW 以上であることを特
徴とするガスタービン。19. A gas turbine in which fuel gas compressed by a compressor is caused to collide with a blade embedded in a disk through a nozzle to rotate the blade, the combustion gas temperature is 1500 ° C. or higher, and The combustion gas temperature is 1300 ° C or higher, and the blade is made of a single crystal cast of Ni-based alloy and has a total length of 1500.
A gas turbine having a power generation capacity of 250,000 kW or more in mm or more.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1567095A JPH08209273A (en) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | Nickel based alloy for heat resistant material |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1567095A JPH08209273A (en) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | Nickel based alloy for heat resistant material |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08209273A true JPH08209273A (en) | 1996-08-13 |
Family
ID=11895188
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1567095A Pending JPH08209273A (en) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | Nickel based alloy for heat resistant material |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH08209273A (en) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011074492A (en) * | 2009-09-30 | 2011-04-14 | General Electric Co <Ge> | Nickel-based superalloy and article |
JP2011108032A (en) * | 2009-11-18 | 2011-06-02 | Ihi Corp | Device and method for evaluating fatigue strength of polycrystalline metallic material |
-
1995
- 1995-02-02 JP JP1567095A patent/JPH08209273A/en active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011074492A (en) * | 2009-09-30 | 2011-04-14 | General Electric Co <Ge> | Nickel-based superalloy and article |
JP2011108032A (en) * | 2009-11-18 | 2011-06-02 | Ihi Corp | Device and method for evaluating fatigue strength of polycrystalline metallic material |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Konter et al. | Materials and manufacturing of advanced industrial gas turbine components | |
Bewlay et al. | Ultrahigh-temperature Nb-silicide-based composites | |
Tin et al. | Nickel-based superalloys | |
CA2276154C (en) | Nickel-based monocrystalline superalloy with a high .gamma.' solvus | |
CN104928604B (en) | Nickel-base high-temperature single crystal alloy solid solution treatment method | |
Satyanarayana et al. | Nickel-based superalloys | |
Harris et al. | Directionally solidified and single-crystal superalloys | |
CN106636759A (en) | Platinum group element reinforced high-thermal stability and high-strength nickel-based single-crystal high-temperature alloy | |
Mataveli Suave et al. | Anisotropy in creep properties of DS200+ Hf alloy | |
Luo et al. | Effects of heat treatment on microstructures and mechanical properties of GH4169/K418 functionally graded material fabricated by laser melting deposition | |
WO2023197976A1 (en) | Single crystal superalloy, and preparation method therefor and application thereof | |
Du et al. | Effect of solution heat treatment on creep properties of a nickel-based single crystal superalloy | |
Jena et al. | Laser powder bed fusion of a new high gamma prime Ni-based superalloy with improved weldability | |
Shi et al. | Rejuvenation heat treatment of the second-generation single-crystal superalloy DD6 | |
Onyszko et al. | Turbine blades of the single crystal nickel based CMSX-6 superalloy | |
JPH08209273A (en) | Nickel based alloy for heat resistant material | |
CN115044804B (en) | Nickel-based directional columnar crystal superalloy and preparation method and application thereof | |
Valitov et al. | Research of solid compound formation during thermal deformation effect on intermetallic Ni3Al-alloy with a heat-resistant alloy EP975 and influence on the physical, mechanical and performance properties | |
Sun et al. | Investigation of deformation mechanisms in Hastelloy X superalloy manufactured via laser powder-bed fusion: Insights into effects of carbides and cellular structure at elevated temperatures | |
LUKÁŠ et al. | Creep resistance of single crystal superalloys CMSX-4 and CM186LC | |
Locq et al. | Quaternary chromium-based alloys strengthened by Heusler phase precipitation | |
Ashbrook | Directionally solidified composite systems under evaluation | |
Singer et al. | Structure, processing and properties of ODS superalloys | |
Krishna et al. | Creep crack growth behavior at 1033 K of directionally solidified CM 247 LC--A cast nickel-base superalloy | |
Zhang et al. | Correlation microstructural evolution with creep-rupture properties of a novel directionally solidified Ni-based superalloy M4706 |