JPS5837382B2 - ニツケル基耐熱合金の熱処理方法 - Google Patents
ニツケル基耐熱合金の熱処理方法Info
- Publication number
- JPS5837382B2 JPS5837382B2 JP6521876A JP6521876A JPS5837382B2 JP S5837382 B2 JPS5837382 B2 JP S5837382B2 JP 6521876 A JP6521876 A JP 6521876A JP 6521876 A JP6521876 A JP 6521876A JP S5837382 B2 JPS5837382 B2 JP S5837382B2
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- Japan
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- nickel
- heat
- treatment
- resistant alloy
- based heat
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明はガスタービン、ジェットエンジンの動、静翼
又は化工機の高温部分などに用いられるＮｉ − Ｃｏ
− Ｃｒ系の耐熱合金の熱合金の熱処理方法に関する
。
又は化工機の高温部分などに用いられるＮｉ − Ｃｏ
− Ｃｒ系の耐熱合金の熱合金の熱処理方法に関する
。
従来ガスタービンの動、静翼なと３こは下記第１表に示
す組戊範囲のニッケル基耐熱合金が多く用いられている
。
す組戊範囲のニッケル基耐熱合金が多く用いられている
。
このニッケル基耐熱合金はいわゆるγｌ相を析出する析
出硬化型合金で第１図のグラフに示すように溶体化処理
Ａ、安定化処理Ｂ、時効処理Ｃ，ＩＣ２などの熱処理を
順次行なうことにより組織中にγｌ相を析出させ、その
高温強度を増加させるようになっている。
出硬化型合金で第１図のグラフに示すように溶体化処理
Ａ、安定化処理Ｂ、時効処理Ｃ，ＩＣ２などの熱処理を
順次行なうことにより組織中にγｌ相を析出させ、その
高温強度を増加させるようになっている。
しかしこのような従来の熱処理方法では延性、靭性など
が低く、とくにガスタービン動翼のように長時間高温｛
こ曝露される部品として使用される場合、延性、靭性の
低下傾向が著しく、使用寿命が短いとともにガスタービ
ンの稼動中に異物が飛来した場合に動翼が破壊する危険
を有していた。
が低く、とくにガスタービン動翼のように長時間高温｛
こ曝露される部品として使用される場合、延性、靭性の
低下傾向が著しく、使用寿命が短いとともにガスタービ
ンの稼動中に異物が飛来した場合に動翼が破壊する危険
を有していた。
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的と
するところは、ニッケル基耐熱合金の延性、靭性を高め
とくに高温時における靭性、延性の低下を阻止すること
ができるニッケル基耐熱合金の熱処理方法を提供するも
のである。
するところは、ニッケル基耐熱合金の延性、靭性を高め
とくに高温時における靭性、延性の低下を阻止すること
ができるニッケル基耐熱合金の熱処理方法を提供するも
のである。
すなわち本発明は、重量％でＣｏ １ ０〜３５％、Ｃ
ｒ１０〜３５％、Ｍｏ ０． ５ 〜８％、Ｗ５％まで
、Ｔｉ０．５〜６％、Ａ７ ０． ５〜６％、Ｃ０．０
２〜０．２０％、Ｂ０．０ ０ ５ 〜０．０ ２ ５
％まで、Ｆｅ８％まで、Ｍｎ ０． ２％まで、ＳｉＯ
．５％まで、８０．０５％まで、Ｃｕ０．２％まで、Ｎ
ｂ ２． ０％まで、Ｔａ３．０％まで、残部Ｎｉから
なるニッケル基耐熱合金を１０５５℃〜１２０２℃の溶
体化処理及び８１５℃〜８７０℃の時効処理を行ない、
ついでこれを１０４０℃〜１１３０℃の温度で１〜６時
間加熱して安定化処理した後さらに７３５℃〜７８５℃
の時効処理を行なうことにより延性、靭性を高めること
を特徴とするニッケル基耐熱合金の熱処理方法である。
ｒ１０〜３５％、Ｍｏ ０． ５ 〜８％、Ｗ５％まで
、Ｔｉ０．５〜６％、Ａ７ ０． ５〜６％、Ｃ０．０
２〜０．２０％、Ｂ０．０ ０ ５ 〜０．０ ２ ５
％まで、Ｆｅ８％まで、Ｍｎ ０． ２％まで、ＳｉＯ
．５％まで、８０．０５％まで、Ｃｕ０．２％まで、Ｎ
ｂ ２． ０％まで、Ｔａ３．０％まで、残部Ｎｉから
なるニッケル基耐熱合金を１０５５℃〜１２０２℃の溶
体化処理及び８１５℃〜８７０℃の時効処理を行ない、
ついでこれを１０４０℃〜１１３０℃の温度で１〜６時
間加熱して安定化処理した後さらに７３５℃〜７８５℃
の時効処理を行なうことにより延性、靭性を高めること
を特徴とするニッケル基耐熱合金の熱処理方法である。
次に本発明熱処理方法を説明する。
本発明方法に用いるニッケル基耐熱合金はガスタービン
若しくはジェットエンジンの動、静翼又は化工機の高温
部分に従来から多く用いられている析出硬化型合金で、
熱処理によりγｌ相を析出して高温強度が向上するもの
である。
若しくはジェットエンジンの動、静翼又は化工機の高温
部分に従来から多く用いられている析出硬化型合金で、
熱処理によりγｌ相を析出して高温強度が向上するもの
である。
このニッケル基耐熱合金は従来公知のものであるのでこ
れら添加元素の添加理由を簡単に説明すると、Ｃｏ ，
Ｆｅ，Ｍｎは母相を安定化する作用を有し、またＣｒ
， Ｍｏ ， Ｗ ， ＴａはＣと結びついて析出強化
作用を有し、Ｔｉ，Ａ７はＮｉと結びついてγＩ相を整
合析出させる作用を有し、さらにＣｔＢｓｚｒは粒界を
強化する作用を有する元素で、またＮｂは高温強度を高
める元素、Ｓｉは耐酸性に寄与する元素である。
れら添加元素の添加理由を簡単に説明すると、Ｃｏ ，
Ｆｅ，Ｍｎは母相を安定化する作用を有し、またＣｒ
， Ｍｏ ， Ｗ ， ＴａはＣと結びついて析出強化
作用を有し、Ｔｉ，Ａ７はＮｉと結びついてγＩ相を整
合析出させる作用を有し、さらにＣｔＢｓｚｒは粒界を
強化する作用を有する元素で、またＮｂは高温強度を高
める元素、Ｓｉは耐酸性に寄与する元素である。
上述した添加元素の添加量を上記範囲に限定した理由は
、添加元素が所定量より少ない場合には夫々所望する効
果を発揮することができない為であるが、Ｍｏ ，Ｗ，
Ｔｉ ， Ａｌ ， Ｆｅ ，Ｓｉ，Ｔａが所定量を
越えて添加されると夫々ニッケル基合金が脆化する為で
ある。
、添加元素が所定量より少ない場合には夫々所望する効
果を発揮することができない為であるが、Ｍｏ ，Ｗ，
Ｔｉ ， Ａｌ ， Ｆｅ ，Ｓｉ，Ｔａが所定量を
越えて添加されると夫々ニッケル基合金が脆化する為で
ある。
またｃｏは所定量を越えて添加されるとクリープ破断強
度が低下し、Ｃｒが所定量を越えると好ましくない金属
間化合物を析出し、Ｃ ， Ｚｒが所定量を越えると高
温使用時の劣化を著しくし、さらに馳はその添加量が所
定量を越えると耐酸性が著しく低下する為である。
度が低下し、Ｃｒが所定量を越えると好ましくない金属
間化合物を析出し、Ｃ ， Ｚｒが所定量を越えると高
温使用時の劣化を著しくし、さらに馳はその添加量が所
定量を越えると耐酸性が著しく低下する為である。
なおＡｇ ， Ｓｉ ， Ｃｕは不純物として混合する
もので夫々上記範囲内であればその悪影響を受けること
はない。
もので夫々上記範囲内であればその悪影響を受けること
はない。
本発明熱処理方法は第２図に示すようにまず上記ニッケ
ル基耐熱合金を常法に従って溶体化処理する。
ル基耐熱合金を常法に従って溶体化処理する。
すなわちこの種のニッケル基耐熱合金は、通常目標溶体
化温度が１０８０℃〜１１７７℃であり、ＪＩＳ規格表
（鉄鋼ＪＩＳＢ６９１１）により精度が目標温度±２５
℃であるので、１０５５℃〜１２０２℃で溶体化処理す
る。
化温度が１０８０℃〜１１７７℃であり、ＪＩＳ規格表
（鉄鋼ＪＩＳＢ６９１１）により精度が目標温度±２５
℃であるので、１０５５℃〜１２０２℃で溶体化処理す
る。
この溶体化処理Ａは一次炭化物を除く他の相を一旦固溶
させて均一な組織とするために行なうもので、例えば１
１７７℃で４時間加熱した後冷却する。
させて均一な組織とするために行なうもので、例えば１
１７７℃で４時間加熱した後冷却する。
ついでこの溶体化処理Ａ後必要に応じてγｌ相を析出さ
せるために安定化処理Ｂを行なう。
せるために安定化処理Ｂを行なう。
この処理Ｂはたとえば１０７９℃で４時間加熱した後冷
却する。
却する。
この場合安定化処理Ｂは、省略することもできる。
次にこのニッケル基耐熱合金に時効処理を行なう。
この時効処理は１段時効Ｃ１のみおこなうか、１段時効
Ｃ１と２段時効Ｃ２とをおこなう。
Ｃ１と２段時効Ｃ２とをおこなう。
この種のニッケル基耐熱合金では、１段時効Ｃ１の処理
温度は、１段時効Ｃ１の目標温度が通常８４０℃〜８４
５℃であるから、上記ＪＩＳ規格表の精度により８１５
℃〜８７０℃でおこなう。
温度は、１段時効Ｃ１の目標温度が通常８４０℃〜８４
５℃であるから、上記ＪＩＳ規格表の精度により８１５
℃〜８７０℃でおこなう。
また２段時効Ｃ２は目標温度が７６０℃であるから上記
ＪＩＳ規格表により７３５℃〜７８５℃でおこなう。
ＪＩＳ規格表により７３５℃〜７８５℃でおこなう。
この時効処理は、細かいγｌ相を析出させるとともに粒
界炭化物を析出させるものであるが、２回Ｇこ分けて行
なう場合には、この１段時効Ｃ１の後に２段時効Ｃ２を
おこなってこれら析出物を或長させる。
界炭化物を析出させるものであるが、２回Ｇこ分けて行
なう場合には、この１段時効Ｃ１の後に２段時効Ｃ２を
おこなってこれら析出物を或長させる。
このように時効処理を分けて行う場合には例えば８４３
℃で２４時間加熱した後冷却する１段時効Ｃ１を行ない
、次ｌこ７６０℃で１６時間加熱した後冷却する２段時
効Ｃ２を行なう。
℃で２４時間加熱した後冷却する１段時効Ｃ１を行ない
、次ｌこ７６０℃で１６時間加熱した後冷却する２段時
効Ｃ２を行なう。
ここまでの熱処理は従来のニッケル基耐熱合金の熱処理
方法と同じであるが、本発明方法では上記時効処理Ｃ１
，Ｃ２の後にさらに安定化処理Ｄを行ない次いで時効処
理Ｅを行なう。
方法と同じであるが、本発明方法では上記時効処理Ｃ１
，Ｃ２の後にさらに安定化処理Ｄを行ない次いで時効処
理Ｅを行なう。
この安定化処理Ｄは結晶粒界や炭化物の周囲に析出した
γＩ相を整合析出させてその形態を改善し７て合金の延
性、靭性を高めるために行なうもので、ニッケル基耐熱
合金を１０４０〜１１３０℃で１〜６時間加熱した後冷
却する。
γＩ相を整合析出させてその形態を改善し７て合金の延
性、靭性を高めるために行なうもので、ニッケル基耐熱
合金を１０４０〜１１３０℃で１〜６時間加熱した後冷
却する。
この安定化処理Ｄの加熱温度、加熱時間を上記範囲に限
定した理由は加熱温度が１０４０℃未満の場合及び１１
３０℃を越える場合は夫々γｌ相の形態が改善されず耐
衝撃性が低下するためである。
定した理由は加熱温度が１０４０℃未満の場合及び１１
３０℃を越える場合は夫々γｌ相の形態が改善されず耐
衝撃性が低下するためである。
また加熱時間が１時間未満の場合は金属組織が所望する
状態になるまでに至らず、６時間を越えると粒界炭化物
及び粒界周囲のフイルム状γｌ相が異常に粗大化して耐
衝撃特性が低下するためである。
状態になるまでに至らず、６時間を越えると粒界炭化物
及び粒界周囲のフイルム状γｌ相が異常に粗大化して耐
衝撃特性が低下するためである。
この安定化処理Ｄの後、強化相であるγｌ相を析出、戊
長させるため常法に従った時効処理Ｅをおこなう。
長させるため常法に従った時効処理Ｅをおこなう。
すなオ）ちこの種のニッケル基耐熱合金は、目標時効処
理温度が７６０℃であるので上記ＪＩＳ規格表をこより
７３５℃〜７８５℃でおこなう。
理温度が７６０℃であるので上記ＪＩＳ規格表をこより
７３５℃〜７８５℃でおこなう。
例えば７６０℃で１６時間加熱した後冷却する。
このような熱処理を行なうことによりγｌ析出相が細か
く分散した最も好ましい整合状態で析出することとなり
ニッケル基耐熱合金の靭性、延性が高まる。
く分散した最も好ましい整合状態で析出することとなり
ニッケル基耐熱合金の靭性、延性が高まる。
なお上記各熱処理工程（Ａ−Ｅ）において加蜘＊後に冷
却する操作は冷却速度が遅すぎるとγｌ相が粗大化しゃ
すく又他の不要な析出相が析出しやすくなるため空冷又
は水冷など比較的速い冷却速度で行なうのが好ましい。
却する操作は冷却速度が遅すぎるとγｌ相が粗大化しゃ
すく又他の不要な析出相が析出しやすくなるため空冷又
は水冷など比較的速い冷却速度で行なうのが好ましい。
また各熱処理工程（Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｅ）における熱処理時
間は、部材板厚により適宜設定される。
間は、部材板厚により適宜設定される。
次に本発明の実施例を説明する。
実施例 １
下記第２表に示す化学組或を有するニッケル基耐熱合金
を第２図に示すように１１７７℃で４時間溶体化処理Ａ
した後空冷し、さらに１０７９℃で４時間安定化処理Ｂ
した後空冷し、ついで８４３℃で２４時間１段時効Ｃ１
シた後空冷し、次に７６０℃で１６時間２段時効Ｃ２し
た後空冷した。
を第２図に示すように１１７７℃で４時間溶体化処理Ａ
した後空冷し、さらに１０７９℃で４時間安定化処理Ｂ
した後空冷し、ついで８４３℃で２４時間１段時効Ｃ１
シた後空冷し、次に７６０℃で１６時間２段時効Ｃ２し
た後空冷した。
さらにこのニッケル基耐熱合金を１０７５℃で４時間安
定化処理Ｄした後空冷し、さらに７６０℃で１６時間時
効処理Ｅした後空冷した。
定化処理Ｄした後空冷し、さらに７６０℃で１６時間時
効処理Ｅした後空冷した。
このように熱処理したニッケル基耐熱合金で直径６４朋
、標点距離３２朋のクリープ試験片を作威し、このクリ
ープ試験片に８４３℃の加熱雰囲気で３ ５． ２ ｋ
ＶＭ１ｆｌ２の応力をかけ、その破断に至るまでの時間
と伸びを測定した。
、標点距離３２朋のクリープ試験片を作威し、このクリ
ープ試験片に８４３℃の加熱雰囲気で３ ５． ２ ｋ
ＶＭ１ｆｌ２の応力をかけ、その破断に至るまでの時間
と伸びを測定した。
その結果を第３表に示す。
さらに上記ニッケル基耐熱合金でＪＩ８４号衝撃試験片
（幅７，５闘）を作製し、９００″Ｃにおけるシャルピ
ー衝撃値を測定した。
（幅７，５闘）を作製し、９００″Ｃにおけるシャルピ
ー衝撃値を測定した。
さらに上記ニッケル基合金を８５０℃で１０００時間及
び１００００時間加熱した後、上記衝撃試験片を作或し
、ついでこれを９００℃に加熱してそれぞれの場合につ
きシャルピー衝撃値を測定した。
び１００００時間加熱した後、上記衝撃試験片を作或し
、ついでこれを９００℃に加熱してそれぞれの場合につ
きシャルピー衝撃値を測定した。
その測定結果を夫々第３表に示す。
なお上記実施例と比較するために上記ニッケル基耐熱合
金を本発明に係る安定化処理Ｄ、時効処理Ｅを行なわな
い従来方法で熱処理し、このように熱処理したニッケル
基耐熱合金から上記実施例と同様にクリープ試験片を作
製して破断に至るまでの時間及び伸びを測定するととも
に衝撃試験片を作製して加熱時の衝撃値及び長時間加熱
後の衝撃値を夫々測定した。
金を本発明に係る安定化処理Ｄ、時効処理Ｅを行なわな
い従来方法で熱処理し、このように熱処理したニッケル
基耐熱合金から上記実施例と同様にクリープ試験片を作
製して破断に至るまでの時間及び伸びを測定するととも
に衝撃試験片を作製して加熱時の衝撃値及び長時間加熱
後の衝撃値を夫々測定した。
これらの測定結果を第３表に併記する。
第３表に示す結果によれば本発明熱処理材は耐クリープ
性が高く又長時間高温で加熱した場合の衝撃値が高く、
本発明熱処理を行なうことにより高温時におけるニッケ
ル基耐熱合金の靭性、延性の低下を阻止できることを示
している。
性が高く又長時間高温で加熱した場合の衝撃値が高く、
本発明熱処理を行なうことにより高温時におけるニッケ
ル基耐熱合金の靭性、延性の低下を阻止できることを示
している。
実施例 ２
第２表に示すニッケル基耐熱合金を、実施例１の如く溶
体化処理Ａ、安定化処理Ｂ、時効処理Ｃ１，Ｃ２し、つ
いで加熱温度を１０５０℃，１０８０’Ｃ，１０９０℃
，１１００℃，１１３０℃として夫々の場合につき４時
間安定化処理Ｄした後空冷し、さらに７６０℃で１６時
間時効処理Ｅして空＊水冷した。
体化処理Ａ、安定化処理Ｂ、時効処理Ｃ１，Ｃ２し、つ
いで加熱温度を１０５０℃，１０８０’Ｃ，１０９０℃
，１１００℃，１１３０℃として夫々の場合につき４時
間安定化処理Ｄした後空冷し、さらに７６０℃で１６時
間時効処理Ｅして空＊水冷した。
このように熱処理したニッケル基耐熱合金で実施例１に
示した衝撃試験片を作製して９００℃でのシャルピー衝
撃試験を行ない、その衝撃値を測定した。
示した衝撃試験片を作製して９００℃でのシャルピー衝
撃試験を行ない、その衝撃値を測定した。
その測定結果を第４表に示す。なお上記実施例２と比較
するために安定化処理Ｄを行なう温度を９５０℃、１０
００℃、１１５０℃と本発明熱処理方法の安定化処理温
度範囲から外れる場合及び、本発明に係る安定化処理Ｄ
、時効処理Ｅを行なわない従来方法による場合（こつき
実施例２と同様に衝撃試験を行ない、その衝撃値の測定
結果を第４表に併記する。
するために安定化処理Ｄを行なう温度を９５０℃、１０
００℃、１１５０℃と本発明熱処理方法の安定化処理温
度範囲から外れる場合及び、本発明に係る安定化処理Ｄ
、時効処理Ｅを行なわない従来方法による場合（こつき
実施例２と同様に衝撃試験を行ない、その衝撃値の測定
結果を第４表に併記する。
上表の結果によれば本発明方法における安定化処理を１
０４０〜１１３０℃の温度範囲で行うことにより衝撃値
が高くなり靭性が向上することが示されている。
０４０〜１１３０℃の温度範囲で行うことにより衝撃値
が高くなり靭性が向上することが示されている。
実施例 ３
第２表に示すニッケル基耐熱合金を実施例１の如く溶体
化処理Ａ、安定化処理Ｂ，時効処理Ｃ１，Ｃ２を順次行
ない、ついで加熱温度を１０７５℃として１時間、２時
間３０分、４時間、６時間の安定化処理Ｄを行った後空
冷し、さらにそれぞれの場合につき７６０℃で１６時間
時効処理Ｅした後空冷した。
化処理Ａ、安定化処理Ｂ，時効処理Ｃ１，Ｃ２を順次行
ない、ついで加熱温度を１０７５℃として１時間、２時
間３０分、４時間、６時間の安定化処理Ｄを行った後空
冷し、さらにそれぞれの場合につき７６０℃で１６時間
時効処理Ｅした後空冷した。
このように熱処理したニッケル基耐熱合金で実施例１の
衝撃試験片を作製して９００℃でのシャルピー衝撃試験
を行ないその衝熱値を測定した。
衝撃試験片を作製して９００℃でのシャルピー衝撃試験
を行ないその衝熱値を測定した。
その測定結果を第５表に示す。 ＊傘 なお上記実
施例３と比較するために安定化処理Ｄを行なう時間を８
時間、１０時間と本発明熱処理方法の安定化処理時間範
囲から外れる場合及び本発明に係る安定化処理Ｄ１時効
処理Ｅを行なわない従来方法による場合につき実施例３
と同様に衝撃試験を行ない、その衝撃値の測定結果を第
５表に併記する。
施例３と比較するために安定化処理Ｄを行なう時間を８
時間、１０時間と本発明熱処理方法の安定化処理時間範
囲から外れる場合及び本発明に係る安定化処理Ｄ１時効
処理Ｅを行なわない従来方法による場合につき実施例３
と同様に衝撃試験を行ない、その衝撃値の測定結果を第
５表に併記する。
上表の結果によれば本発明の安定化処理を１〜６時間で
行なうことにより衝撃値が高くなり靭性が向上すること
が示されている。
行なうことにより衝撃値が高くなり靭性が向上すること
が示されている。
以上の結果から明らかなように本発明の熱処理方法によ
れば、ニッケル基耐熱合金の母相中にγｌ相を細く分散
した最も好ましい整合状態で析出させて、このニッケル
基耐熱合金の靭性、延性を高めとくに高温時における靭
性、延性の低下を阻止することができるので、例えばこ
の合金をガスタービン若しくはジェットエンジンの翼材
又は化工機の高温部分に用いた場合にその寿命を長くす
ることができるとともに異物の衝突などによっても破壊
することがないなど顕著な効果を奏する。
れば、ニッケル基耐熱合金の母相中にγｌ相を細く分散
した最も好ましい整合状態で析出させて、このニッケル
基耐熱合金の靭性、延性を高めとくに高温時における靭
性、延性の低下を阻止することができるので、例えばこ
の合金をガスタービン若しくはジェットエンジンの翼材
又は化工機の高温部分に用いた場合にその寿命を長くす
ることができるとともに異物の衝突などによっても破壊
することがないなど顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
第１図は従来の熱処理方法を示したグラフ、第２図は本
発明の熱処理方法を示したグラフである。
発明の熱処理方法を示したグラフである。
Claims (1)
- １ 重量％でＣｏ１０〜３５％、Ｃｒ１０〜３５％、Ｍ
ｏ ０． ５ 〜８％、Ｗ５％まで、 Ｔｉ Ｏ． ５
〜６％、Ａ？ ０． ５〜６％、Ｃ０．０２〜０．２
０％、Ｂ０．００５＊＊〜０．０２５％、Ｚｒ０．０２
〜０．２５％、Ａｇ０．００２５％まで、Ｆｅ８％ま
で、Ｍｎ０．２％まで、ＳｉＯ．５％まで、８０．０５
％まで、ＣｕＯ．２０％まで、Ｎｂ２．０％まで、Ｔａ
３ ０％まで、残部Ｎｉからなるニッケル基耐熱合金
を１０５５℃〜１２０２℃の溶体化処理及び８１５℃〜
８７０℃の時効処理を行ない、ついでこれを１ ０４０
℃〜１１３０℃の温度で１〜６時間加熱して安定化処理
した後さらに７３５℃〜７８５℃の時効処理を行なうこ
とにより延性、靭性を高めることを特徴とするニッケル
基耐熱合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6521876A JPS5837382B2 (ja) | 1976-06-04 | 1976-06-04 | ニツケル基耐熱合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6521876A JPS5837382B2 (ja) | 1976-06-04 | 1976-06-04 | ニツケル基耐熱合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS52148416A JPS52148416A (en) | 1977-12-09 |
| JPS5837382B2 true JPS5837382B2 (ja) | 1983-08-16 |
Family
ID=13280541
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6521876A Expired JPS5837382B2 (ja) | 1976-06-04 | 1976-06-04 | ニツケル基耐熱合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5837382B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61110786U (ja) * | 1984-12-26 | 1986-07-14 | ||
| JPS6323483U (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-16 | ||
| JPH0355741Y2 (ja) * | 1985-03-30 | 1991-12-12 | ||
| JPH0426626Y2 (ja) * | 1985-03-30 | 1992-06-25 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6860948B1 (en) | 2003-09-05 | 2005-03-01 | Haynes International, Inc. | Age-hardenable, corrosion resistant Ni—Cr—Mo alloys |
| KR20030003017A (ko) * | 2001-06-28 | 2003-01-09 | 하이네스인터내셔널인코포레이티드 | Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ합금의 2-단계 에이징 처리방법 및 결과의합금 |
| CH699716A1 (de) * | 2008-10-13 | 2010-04-15 | Alstom Technology Ltd | Bauteil für eine hochtemperaturdampfturbine sowie hochtemperaturdampfturbine. |
| US8597440B2 (en) * | 2009-08-31 | 2013-12-03 | General Electric Company | Process and alloy for turbine blades and blades formed therefrom |
| DE102014200121A1 (de) | 2014-01-08 | 2015-07-09 | Siemens Aktiengesellschaft | Manganhaltige Hochtemperaturlotlegierung auf Kobaltbasis, Pulver, Bauteil und Lotverfahren |
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1976
- 1976-06-04 JP JP6521876A patent/JPS5837382B2/ja not_active Expired
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS61110786U (ja) * | 1984-12-26 | 1986-07-14 | ||
| JPH0355741Y2 (ja) * | 1985-03-30 | 1991-12-12 | ||
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| JPS6323483U (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-16 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS52148416A (en) | 1977-12-09 |
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