JPS60155658A - 優れた力学的性質を備える構造を得るための超合金用熱力学処理方法 - Google Patents
優れた力学的性質を備える構造を得るための超合金用熱力学処理方法Info
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- JPS60155658A JPS60155658A JP59270530A JP27053084A JPS60155658A JP S60155658 A JPS60155658 A JP S60155658A JP 59270530 A JP59270530 A JP 59270530A JP 27053084 A JP27053084 A JP 27053084A JP S60155658 A JPS60155658 A JP S60155658A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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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】
本発明は、優れた力学的性質を有する構造を得ることが
可能な超合金用の熱力学処理方法に関するＯ 航空機用タービン式機関に必要な実際の経済条件及び性
能を向上させるためには、ニッケルベースのＮＣ１９Ｆ
ｅＮｂ型（ｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８の商標で知られる）
合金の利点を再考しなければならな〜Ｓ。
可能な超合金用の熱力学処理方法に関するＯ 航空機用タービン式機関に必要な実際の経済条件及び性
能を向上させるためには、ニッケルベースのＮＣ１９Ｆ
ｅＮｂ型（ｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８の商標で知られる）
合金の利点を再考しなければならな〜Ｓ。
該合金は比較的安価であり、成分中にコバルトを含有せ
ず、又同化や鍛造並びにエンジン用としての使用に際し
て長年に渡る該合金の実績があるので、短期間の間６５
０°Ｃを越える温度に耐え得るという優れた特性を備え
た合金の中での優れた位置が与えられている。
ず、又同化や鍛造並びにエンジン用としての使用に際し
て長年に渡る該合金の実績があるので、短期間の間６５
０°Ｃを越える温度に耐え得るという優れた特性を備え
た合金の中での優れた位置が与えられている。
該合金を改良するために本出願人が実施した実験室での
研究によれは、薄板形状のＮ１５Ｎｂ−δ相が存在しな
い残留歪（ｅｃｒｏｕｌｓｓａｇｅ ）を有する細かく
て均質なミクロ構造を構成することによっである種の利
用特性−特に弾性限界、短周期性耐疲労性及び耐クリー
プ性＝ｉ著しく増加可能なことが判明した。又該合金を
鍛造する際に常用される条件下においては、素材の構造
が極めて不均質になる場合が多い。すなわち大きい粒子
より成る圧延が少ない帯状と、いわゆる二重構造（大き
な永久歪粒子と細かい再結晶粒子）領域とが共存し、充
分に圧延されて鍛造後に比較的緩慢に冷却した素材の厚
い部分は等幅線を有する細かい再結晶粒より成る。従っ
て、目的の構造を形成するためには、すなわち機械的特
性を改良するためには、例えは温度、加熱時間、変形率
、冷却方法等の熱力学処理のためのある種のパラメータ
が重要なことか明らかになった。
研究によれは、薄板形状のＮ１５Ｎｂ−δ相が存在しな
い残留歪（ｅｃｒｏｕｌｓｓａｇｅ ）を有する細かく
て均質なミクロ構造を構成することによっである種の利
用特性−特に弾性限界、短周期性耐疲労性及び耐クリー
プ性＝ｉ著しく増加可能なことが判明した。又該合金を
鍛造する際に常用される条件下においては、素材の構造
が極めて不均質になる場合が多い。すなわち大きい粒子
より成る圧延が少ない帯状と、いわゆる二重構造（大き
な永久歪粒子と細かい再結晶粒子）領域とが共存し、充
分に圧延されて鍛造後に比較的緩慢に冷却した素材の厚
い部分は等幅線を有する細かい再結晶粒より成る。従っ
て、目的の構造を形成するためには、すなわち機械的特
性を改良するためには、例えは温度、加熱時間、変形率
、冷却方法等の熱力学処理のためのある種のパラメータ
が重要なことか明らかになった。
薄板組Ｎ１５Ｎｂ−δが存在しないことを特徴とするか
くて、ＮＣ１９ＦｅＮｂ合金を細かい永久歪粒子から成
る均質構造に成長さ奢る粗造工程及び仕上げ工程のパラ
メータを決定するために各種の熱力学処理段階を研究し
、その成果を工業生産に用いる方法にも適用可能にする
ことが要請されて〜）る。
くて、ＮＣ１９ＦｅＮｂ合金を細かい永久歪粒子から成
る均質構造に成長さ奢る粗造工程及び仕上げ工程のパラ
メータを決定するために各種の熱力学処理段階を研究し
、その成果を工業生産に用いる方法にも適用可能にする
ことが要請されて〜）る。
多くの鍛造工場で実施されている現行のＮＣ１９Ｆｅ
Ｎｂ合金鍛造条件下では機械的特性に関して妥協的な構
造のものしか得られないことを指摘しなけれはならない
。即ち、ある種の特性の改良が他の特性の低下を誘引す
る。
Ｎｂ合金鍛造条件下では機械的特性に関して妥協的な構
造のものしか得られないことを指摘しなけれはならない
。即ち、ある種の特性の改良が他の特性の低下を誘引す
る。
かくて、仕上げ工程時に極めて低い温度で再加熱すれは
、先行工程時に得られる細かい構造を保持可能であるが
、粒界に、又はある種の条件下においては粒子内部に、
主として（Ｍｌ）Ｗの結晶面内に生ずる薄板形状のＮ１
５Ｎｂ−δ相か析出する。
、先行工程時に得られる細かい構造を保持可能であるが
、粒界に、又はある種の条件下においては粒子内部に、
主として（Ｍｌ）Ｗの結晶面内に生ずる薄板形状のＮ１
５Ｎｂ−δ相か析出する。
斜方晶系の該相δは、ニオブを固定して中心正方晶系の
準安定性硬化相Ｎ１５Ｎｂ−１”の形成を限定する故に
、該相δはその形状とは無関係に有害である。
準安定性硬化相Ｎ１５Ｎｂ−１”の形成を限定する故に
、該相δはその形状とは無関係に有害である。
また該相が薄板形状の場合、疲労開始に対して特に敏感
である。
である。
これとは反対に、極めて高い温度で鍛造前に加熱すれは
薄板組δの析出が回避されるが、これによって粒度が増
加して耐疲労性を損う。
薄板組δの析出が回避されるが、これによって粒度が増
加して耐疲労性を損う。
本発明による方法の利点は、加熱／鍛造工程により細粒
構造が得られると同時に、薄板組δが不在で、合金の圧
密に不可欠な残留歪が存在するような構造が得られるこ
とである。
構造が得られると同時に、薄板組δが不在で、合金の圧
密に不可欠な残留歪が存在するような構造が得られるこ
とである。
細粒構造がｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８の耐疲労性に好影響
を与えることは当業者には周知である。かくて、米国特
許−へ一第３．３６０，１７７号は鍛造作業工程と再結
晶処理工程に先行して粒子の真中に相Ｎ１５Ｎｂ−δを
析出することによって粒子を精練する方法を提案してい
る。鍛造以前に約９００℃で実施される相ａの析出処理
によって（閉１）型平面に形成される薄板組δで粒子が
細分される。厚さを５０乃至６５憾減少させて鍛造した
後で実施する熱処理によって位相δの変形薄板を球状化
し再結晶構造にすることができる。この方法により１０
ＡＳＴＭの粒子又は「ミニグレイン」と称する更に小さ
い粒子より成る再結晶構造が形成されて耐疲労性が改良
されるが、耐クリープ性及び靭性は著しく低下するので
、工業用として適用する場合に必要な優れた特性を保持
出来なくなる。
を与えることは当業者には周知である。かくて、米国特
許−へ一第３．３６０，１７７号は鍛造作業工程と再結
晶処理工程に先行して粒子の真中に相Ｎ１５Ｎｂ−δを
析出することによって粒子を精練する方法を提案してい
る。鍛造以前に約９００℃で実施される相ａの析出処理
によって（閉１）型平面に形成される薄板組δで粒子が
細分される。厚さを５０乃至６５憾減少させて鍛造した
後で実施する熱処理によって位相δの変形薄板を球状化
し再結晶構造にすることができる。この方法により１０
ＡＳＴＭの粒子又は「ミニグレイン」と称する更に小さ
い粒子より成る再結晶構造が形成されて耐疲労性が改良
されるが、耐クリープ性及び靭性は著しく低下するので
、工業用として適用する場合に必要な優れた特性を保持
出来なくなる。
ｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８ ｐｑという商標で既知のＮＣ
１９Ｆｅ Ｎｂ型合金に関しての最適条件をめれば一般
にサブクラスを構成するニッケルベースの析出硬化によ
る超合金にも同様にあてはまる。
１９Ｆｅ Ｎｂ型合金に関しての最適条件をめれば一般
にサブクラスを構成するニッケルベースの析出硬化によ
る超合金にも同様にあてはまる。
従って本発明は、該超合金の機械特性を全体的に改良可
能な熱力学パラメータを決定する。
能な熱力学パラメータを決定する。
工業用再生産性と最適効果を確実に得るためには、全製
造過程において、鍛造及び熱処理サイクルのパラメータ
を厳密に制御することが不可欠である。特に、粒子の生
長と寄生相の析出とを回避し、しかも粒子の中心に剛構
造を形成する転位な生じさせるためには、仕上げ工程時
の温度及び変形率を完全に限定しなければならない。実
際、本発明はこの目的を達成するために今日まで既知の
方法では同時に得ることが不可能であった次の４種類の
要件を満たす方法を提供するものである。
造過程において、鍛造及び熱処理サイクルのパラメータ
を厳密に制御することが不可欠である。特に、粒子の生
長と寄生相の析出とを回避し、しかも粒子の中心に剛構
造を形成する転位な生じさせるためには、仕上げ工程時
の温度及び変形率を完全に限定しなければならない。実
際、本発明はこの目的を達成するために今日まで既知の
方法では同時に得ることが不可能であった次の４種類の
要件を満たす方法を提供するものである。
すなわち
−細かくて均質な構造
一永久粒子
一固有の冷却応力の減少
一寄生相の不在
を満たす方法を提供することである。
本発明の析出硬化による超合金用の熱力学処理方法は、
連続して構成される複数の段階より成り、該方法の最終
粗造工程が、 −ａ−再結晶化中に二重構造が得られるように加熱の温
度及び条件が決定された加熱作業工程と・ −ｂ−再結晶化時に二重構造を得るように充分に高い変
形率を用いる圧縮による熱間変形作業工程と、 一〇−７ＡＳＴＭ以上の粒度で、寄生相の析出を回避し
た均質構造を得るように温度と時間を決定する等温保持
工程より成る熱処理工程とを包含し、 前記最終粗造工程に続く仕上げ工程が −ｄ−再結晶現象を生ずることなしに、該構造を圧密す
るように僅かに変形させることによって、細粒子より成
る該均質構造の永久歪が得られるような方法で変形率を
限定する熱間圧縮による変形作業工程を包含し、該処理
方法が、次の単一工程より成る最終熱処理、すなわち −ｅ−該超合金用として決定した処理条件において、寄
生相を存在させない永久歪構造を保持し硬化相を析出さ
せ得る焼戻し処理工程によって終了することを特徴とす
る。
連続して構成される複数の段階より成り、該方法の最終
粗造工程が、 −ａ−再結晶化中に二重構造が得られるように加熱の温
度及び条件が決定された加熱作業工程と・ −ｂ−再結晶化時に二重構造を得るように充分に高い変
形率を用いる圧縮による熱間変形作業工程と、 一〇−７ＡＳＴＭ以上の粒度で、寄生相の析出を回避し
た均質構造を得るように温度と時間を決定する等温保持
工程より成る熱処理工程とを包含し、 前記最終粗造工程に続く仕上げ工程が −ｄ−再結晶現象を生ずることなしに、該構造を圧密す
るように僅かに変形させることによって、細粒子より成
る該均質構造の永久歪が得られるような方法で変形率を
限定する熱間圧縮による変形作業工程を包含し、該処理
方法が、次の単一工程より成る最終熱処理、すなわち −ｅ−該超合金用として決定した処理条件において、寄
生相を存在させない永久歪構造を保持し硬化相を析出さ
せ得る焼戻し処理工程によって終了することを特徴とす
る。
最終粗造工程の圧縮による熱間変形作業工程は、３０嗟
乃至６０憾、望ましくは４５係の変形率で実施し、同様
に仕上げ工程においては８憾乃至２５係のオーダーの変
形率で実施することが望ましｖｌ ニッケルベースの析出硬化による超合金に本発明の方法
を適用する場合、本発明による方法の過程中に回避され
る寄生相は、薄板形状でδ型のＮ１３Ｎｂ相である。
乃至６０憾、望ましくは４５係の変形率で実施し、同様
に仕上げ工程においては８憾乃至２５係のオーダーの変
形率で実施することが望ましｖｌ ニッケルベースの析出硬化による超合金に本発明の方法
を適用する場合、本発明による方法の過程中に回避され
る寄生相は、薄板形状でδ型のＮ１３Ｎｂ相である。
本発明の方法をＩＮｃＯＮＥＬ ７１８ ｐｑの商標で
知られるＮＣ１９ＦｅＮｂ型合金に適用する場合、最終
粗造工程における加熱条件は５０分間で１０４０℃±１
０℃であり、等温保持工程は９７０℃で３０分間実施さ
れる。
知られるＮＣ１９ＦｅＮｂ型合金に適用する場合、最終
粗造工程における加熱条件は５０分間で１０４０℃±１
０℃であり、等温保持工程は９７０℃で３０分間実施さ
れる。
本発明の他の特徴及び利点は本発明の実施例を示す添附
の図面を参照して以下に詳述する。
の図面を参照して以下に詳述する。
本発明の方法により前記課題に最適な解決法を提供する
こと、すなわち最適な超合金を得ることが可能な条件に
関して説明を展開する。該条件とは、 −細かくて均質な構造、 一永久歪粒子 一固有冷却応力の減少 一偶発性の寄生相の不在 特にＩＮｃＯＮＥＬ７１８に関する本発明の実施例にお
いては薄板状のＮｌ、Ｎｂ−δ相の不在、であり、該条
件によって、特に優れた機械的特性より生じる利点を結
びつけることである、細かくて均質な構造 細粒子より成る均質な構造を得るために実施した研究に
よれは、これに関しては３個のノくラメータが影響して
いることが明らかになった。
こと、すなわち最適な超合金を得ることが可能な条件に
関して説明を展開する。該条件とは、 −細かくて均質な構造、 一永久歪粒子 一固有冷却応力の減少 一偶発性の寄生相の不在 特にＩＮｃＯＮＥＬ７１８に関する本発明の実施例にお
いては薄板状のＮｌ、Ｎｂ−δ相の不在、であり、該条
件によって、特に優れた機械的特性より生じる利点を結
びつけることである、細かくて均質な構造 細粒子より成る均質な構造を得るために実施した研究に
よれは、これに関しては３個のノくラメータが影響して
いることが明らかになった。
ａ）変形率の影響
３種類の変形率−２５−４５−６０４で１０４０℃にて
実験した結果、等温保持後の再結晶の粒度な次に示す（
第Ｍ図乃至第３Ｆｊ図）。すなわち２５ｑｂの場合の粒
度は７ＡＳＴＭ ４５優及び６０係の場合は８／８−ＡＳＴＭ元の構造の
粒度は３−ＡＳＴＭであった。
実験した結果、等温保持後の再結晶の粒度な次に示す（
第Ｍ図乃至第３Ｆｊ図）。すなわち２５ｑｂの場合の粒
度は７ＡＳＴＭ ４５優及び６０係の場合は８／８−ＡＳＴＭ元の構造の
粒度は３−ＡＳＴＭであった。
更にこれにより得られた構造は、不感帯の減少に伴って
より均質になる。実際、工具と接触して予め冷却される
材料（ｇａｌｅｔ）部分は、等温保持以前に永久歪構造
と再結晶粒子とを有するが、それの粒界の移動は、再結
晶領域以下の温度で冷却することによって阻止されるこ
とがわかった。従って等温保持により素材の最大部分に
おける冷却を全面的に伝搬させてミクロ構造を発達させ
ることが出来る。従って不感帯が減少し、材料内部の粒
度が４５係又は６０係鍛造した後で例えは３ｉＡＳＴＭ
からａ −＋３！ＡＳＴＭまでになるので該構造は精砕
される。従って中間鍛造率（４５ｇ）は、再結晶の等温
保持と協働して、細かくて均質な構造を得ることを確実
ならしめる。該構造の第３の特性は薄板状の位相δが存
在しないことである。
より均質になる。実際、工具と接触して予め冷却される
材料（ｇａｌｅｔ）部分は、等温保持以前に永久歪構造
と再結晶粒子とを有するが、それの粒界の移動は、再結
晶領域以下の温度で冷却することによって阻止されるこ
とがわかった。従って等温保持により素材の最大部分に
おける冷却を全面的に伝搬させてミクロ構造を発達させ
ることが出来る。従って不感帯が減少し、材料内部の粒
度が４５係又は６０係鍛造した後で例えは３ｉＡＳＴＭ
からａ −＋３！ＡＳＴＭまでになるので該構造は精砕
される。従って中間鍛造率（４５ｇ）は、再結晶の等温
保持と協働して、細かくて均質な構造を得ることを確実
ならしめる。該構造の第３の特性は薄板状の位相δが存
在しないことである。
変形工程と、等温保持工程とを両工程間で室温に再度戻
すことなく連続させることには経済的利点かあるが、同
時にδ相の結晶核の形成か回避されるという利点もある
。該δ相は、材料が冷却後に該相が存在する温度領域を
経由して再加熱されると（８００−９９０℃）通常析出
する。
すことなく連続させることには経済的利点かあるが、同
時にδ相の結晶核の形成か回避されるという利点もある
。該δ相は、材料が冷却後に該相が存在する温度領域を
経由して再加熱されると（８００−９９０℃）通常析出
する。
ｂ）温度及び等温維持時間の影響
鍛造条件が同にして（１０４０℃−４５憾）、９６０−
９８０℃の範囲でそれぞれ半時間等温保持を実施した。
９８０℃の範囲でそれぞれ半時間等温保持を実施した。
９６０℃と９８０℃の間において、再結晶粒子は８から
６−６．５ ＡＳＴＭまでになり、その中間の温度９７
０℃で細かくて均質な構造を成し、その粒度は約８ Ａ
ＳＴＭである（第４７１乃至６Ｊ３図）。
６−６．５ ＡＳＴＭまでになり、その中間の温度９７
０℃で細かくて均質な構造を成し、その粒度は約８ Ａ
ＳＴＭである（第４７１乃至６Ｊ３図）。
前記結果より、約半時間に渡り等温保持する場合、９７
０℃の温度が有利であることがわかる。
０℃の温度が有利であることがわかる。
かくて該温度は、工業炉の運転公差を許容し、±１０℃
の変動か再結晶構造の粒度に与える影響は小さい。
の変動か再結晶構造の粒度に与える影響は小さい。
等温保持時間に関して、該要因は確証済みの適切な影響
を与える。保持時間を長くすれは粒度か大きくなる傾向
にある。しかしながら、温度を一定にした場合、保持時
間が１時間以内であれは、仕上げ品の最終結果に関して
決定的な悪影響は観察されなかった。すなわち、約３０
分間の保持時間が適切であるが、工業用として用いる場
合は常時１時間以内が適切であることが判明した。
を与える。保持時間を長くすれは粒度か大きくなる傾向
にある。しかしながら、温度を一定にした場合、保持時
間が１時間以内であれは、仕上げ品の最終結果に関して
決定的な悪影響は観察されなかった。すなわち、約３０
分間の保持時間が適切であるが、工業用として用いる場
合は常時１時間以内が適切であることが判明した。
本発明による粒子精砕方法は、薄板状相ａの析出により
粒子を人工的に分裂させることで一部が構成される前記
米国特許−へ一第３，３６０，１７７号の目的の方法に
見られる欠点を伴わないことかわかる。
粒子を人工的に分裂させることで一部が構成される前記
米国特許−へ一第３，３６０，１７７号の目的の方法に
見られる欠点を伴わないことかわかる。
本発明の方法において、硬化相Ｎ１５Ｎｂ−γ“を形成
するためにニオブ元素を分割せずに使用する。この場合
、顕微鏡で高い倍率で見ることによって位相Ｎｌ、Ｎｂ
−δの単独な核を何個か発見可能であるが、球状の該核
は単位体積当り極（僅かであるから機械特性に何ら悪影
響を及ぼさない。
するためにニオブ元素を分割せずに使用する。この場合
、顕微鏡で高い倍率で見ることによって位相Ｎｌ、Ｎｂ
−δの単独な核を何個か発見可能であるが、球状の該核
は単位体積当り極（僅かであるから機械特性に何ら悪影
響を及ぼさない。
粒子の塑性変形
等温保持の終了後に最終変形工程を実施した。
８乃至４５憾の範囲内で鍛造率を種々変えて実験し、周
囲の空気で冷却を実施した。
囲の空気で冷却を実施した。
変形率が２５優の厚さ減少より大きいと、新たな再結晶
核が生じるので、該構造は細かい永久歪粒子と極めて細
かい再結晶粒子との混合体で構成されるがこの場合の粒
度はそれぞれ８と１０／１１ＡＳＴＭである。
核が生じるので、該構造は細かい永久歪粒子と極めて細
かい再結晶粒子との混合体で構成されるがこの場合の粒
度はそれぞれ８と１０／１１ＡＳＴＭである。
本発明の特徴の１つは、最終変形時の変形率を２５優を
越えないようにすることである。従って、８ＡＳＴＭの
均質構造が得られ、該構造を成す粒子の特性は、変形粒
子の粒界附近に、同様に塑性変形した極めて細かい（′
″：ｘ ５ ＡｓＴＭ ）副構造を成すように部分的に
再配列される傾向にある転位網が存在することである（
第３Ａ図参照）。該最終構造は、転位による合金の圧密
及び該構造と結びつく副構造を有する故に極めて優れた
機械特性を有する。
越えないようにすることである。従って、８ＡＳＴＭの
均質構造が得られ、該構造を成す粒子の特性は、変形粒
子の粒界附近に、同様に塑性変形した極めて細かい（′
″：ｘ ５ ＡｓＴＭ ）副構造を成すように部分的に
再配列される傾向にある転位網が存在することである（
第３Ａ図参照）。該最終構造は、転位による合金の圧密
及び該構造と結びつく副構造を有する故に極めて優れた
機械特性を有する。
固有の焼入れ応力の減少
ある種の鍛造工場において、ｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８合
金を使用する場合、仕上げ用加熱の最後に水で冷却処理
することが慣行されている。該焼入れは、機械加工中に
不均質に解放される相当量の応力が原因でかなりの変形
をもたらし、これが高価な不良品を製造することになる
。
金を使用する場合、仕上げ用加熱の最後に水で冷却処理
することが慣行されている。該焼入れは、機械加工中に
不均質に解放される相当量の応力が原因でかなりの変形
をもたらし、これが高価な不良品を製造することになる
。
又、該熱力学的段階において、最終変形率は極めて高い
値（約６０係）に達するので、変形構造の再結晶を抑制
するために、素材の冷却時に一部介入させて水で冷却し
なければならない。
値（約６０係）に達するので、変形構造の再結晶を抑制
するために、素材の冷却時に一部介入させて水で冷却し
なければならない。
鍛造工場にて使用可能な装置次第で本発明の範囲内で適
用可能な２種類の工程を次に示す。
用可能な２種類の工程を次に示す。
一工程１ａ１ニー最終鍛造
一室温までの冷却
一焼戻し処理
一室温までの冷却
一工程ｉｂｌニー最終鍛造
一焼戻し処理
一室温までや冷却
第１解決法１ａｌは、鍛造した床材を積み重ねることな
く耐熱台上にて周囲の空気で冷却させることより成る。
く耐熱台上にて周囲の空気で冷却させることより成る。
冷却後、該素材は位相γ“を析出させる焼戻しＲに限定
される熱処理を受ける。
される熱処理を受ける。
第２解決法（ｂｌにおいて、鍛造材は室温に戻すことな
（炉に直接入れて焼戻し処理Ｒを受ける。
（炉に直接入れて焼戻し処理Ｒを受ける。
ＩＮｃＯＮＥＬ７１８の場合に使用される焼戻し処理は
既知の処理であり、７２０℃で８時間保持し、 た後で
時間当り５０℃の速度で６２０ ”Ｃまで冷却し、更に
６２０°Ｃで８時間保持し、最後に空気冷却する。
既知の処理であり、７２０℃で８時間保持し、 た後で
時間当り５０℃の速度で６２０ ”Ｃまで冷却し、更に
６２０°Ｃで８時間保持し、最後に空気冷却する。
薄板状相δの不在
本発明の目的の熱力学段階により、薄板状相δを含まな
い細粒子より成る永久歪構造を最終鍛造時に得ることが
出来る。ＴＦ９５５℃−１時間−空気による処理は該熱
力学段階から意図して退けられた。実際、位相γ“を析
出させる処理Ｒ以前に合金の均質化を確実ならしめる役
割を果すべき前記処理によって薄板相δが多少顕著に析
出され、同時に、圧密した合金を解放しはじめる時に不
均質な再結晶化が生じる。
い細粒子より成る永久歪構造を最終鍛造時に得ることが
出来る。ＴＦ９５５℃−１時間−空気による処理は該熱
力学段階から意図して退けられた。実際、位相γ“を析
出させる処理Ｒ以前に合金の均質化を確実ならしめる役
割を果すべき前記処理によって薄板相δが多少顕著に析
出され、同時に、圧密した合金を解放しはじめる時に不
均質な再結晶化が生じる。
本発明により得られる残留歪によって、とりゎげ、ある
種の条件下において例えばＮＩ Ｎｂ−δ又はδ“の如
き小位相の発生が容易になる。位相δの析出を回避する
目的を考慮すれは、位相δが存在する領域に属する温度
による処理Ｔを廃止しなけれはならない。これに反して
、焼戻しを用いることＫよってのみ該構造の残留歪を保
持可能であり、更に焼戻し温度の範囲（７２ｏ−ｓ２ｏ
′ｃ）は硬化層ｒ“のみの析出に相当する・ ＩＮｃＯＮＥＬ７１８に対する本発明による工程の実例
当然のことながら、該工程は最終鍛造作業工程のみに関
し、上流の作業工程とは全く関係ない。
種の条件下において例えばＮＩ Ｎｂ−δ又はδ“の如
き小位相の発生が容易になる。位相δの析出を回避する
目的を考慮すれは、位相δが存在する領域に属する温度
による処理Ｔを廃止しなけれはならない。これに反して
、焼戻しを用いることＫよってのみ該構造の残留歪を保
持可能であり、更に焼戻し温度の範囲（７２ｏ−ｓ２ｏ
′ｃ）は硬化層ｒ“のみの析出に相当する・ ＩＮｃＯＮＥＬ７１８に対する本発明による工程の実例
当然のことながら、該工程は最終鍛造作業工程のみに関
し、上流の作業工程とは全く関係ない。
１°）粗造工程
一素材を１０４０℃±１０℃（５０分間保持）で加熱
一加圧変形：４５憾
一３０分間９７０℃の炉に配置
この工程が終了すると、素材は細粒子より成る均質構造
となる。
となる。
２°）仕上げ工程
等温保持の終りに炉から出た素材は、８乃至２５係の変
形率で直接押圧される。
形率で直接押圧される。
このように変形率が僅かなことが本発明方法の重要な利
点である。すなわち使用が簡単で安価な出力の小さな工
具の使用が可能となる。
点である。すなわち使用が簡単で安価な出力の小さな工
具の使用が可能となる。
該工程を終えると、該素材は次の特性を備える構造とな
る。すなわち：均質で 細粒より成り、 永久歪構造を成す。
る。すなわち：均質で 細粒より成り、 永久歪構造を成す。
３°）空気冷却
空気冷却は鍛造の終り或いは最終熱処理後に耐熱台にて
（急速な熱交換を回避するため）実施可能である。
（急速な熱交換を回避するため）実施可能である。
４°）焼戻し
焼戻しは、ＩＮｃＯＮＥＬ７１８の標準焼戻し処理条件
にて実施される。すなわち、 一７２０℃で８時間保持した後で時間当り５０℃の速度
で６２０℃まで冷却し、該温度で８時間保持した後で周
囲の空気で室温に戻す 素材の機械特性の比較 ＩＮｃＯＮＥＬ ７１８を用いて、３種類の代表的なミ
ク四構造（第４八図）の主要な機械特性を以下に示す表
で比較するＯ 八−米国特許第３，３６０，１７７号による「ミニグレ
インＪ＋Ｔ’Ｒ（粒度は１０／１１ＡＳＴＭ ）Ｔ′は
９８０°Ｃで１時間の熱処理に相当し、この後で空気冷
却する。
にて実施される。すなわち、 一７２０℃で８時間保持した後で時間当り５０℃の速度
で６２０℃まで冷却し、該温度で８時間保持した後で周
囲の空気で室温に戻す 素材の機械特性の比較 ＩＮｃＯＮＥＬ ７１８を用いて、３種類の代表的なミ
ク四構造（第４八図）の主要な機械特性を以下に示す表
で比較するＯ 八−米国特許第３，３６０，１７７号による「ミニグレ
インＪ＋Ｔ’Ｒ（粒度は１０／１１ＡＳＴＭ ）Ｔ′は
９８０°Ｃで１時間の熱処理に相当し、この後で空気冷
却する。
Ｂ−再結晶した細かい粒子＋Ｔ、Ｒ（粒度＆家７／８Ａ
ＳＴＭ）Ｔは９５５℃で１時間の熱処理に相当し、該処
理後空気冷却する。
ＳＴＭ）Ｔは９５５℃で１時間の熱処理に相当し、該処
理後空気冷却する。
Ｃ一本発明により提案された工程によるもの（粒度は８
ＡＳＴＭ ） 強制変形しはじめる時の耐性限界。長手方向における強
制全体変形に対する短周期性疲労実験を６５０℃にて周
波数０．０５ Ｈｚの三角形サイクルに従って実施した
。
ＡＳＴＭ ） 強制変形しはじめる時の耐性限界。長手方向における強
制全体変形に対する短周期性疲労実験を６５０℃にて周
波数０．０５ Ｈｚの三角形サイクルに従って実施した
。
’ｉ ｍ１ｎｌ （最／ｊゝ値）
Ｒ−−−１
” ｅｔ ｍａｘｌ （最大値）
この場合、ε、は長手方向における全体変形（弾性士可
塑性）を示す。
塑性）を示す。
主に構造Ｂ及びＣを比較実験した。耐性限界においてＣ
はＢに対して１５乃至２０係優れて〜することか判明し
た。
はＢに対して１５乃至２０係優れて〜することか判明し
た。
いて等温保持した後にて、７ＡＳＴＭの粒子より成るＩ
ＮｃＯＮＥＬ ７１８の素材をそれぞれ５０倍と３００
倍の倍率で示す顕微鏡写真図である。 第２Ａ図及び第２Ｅ図は、変形率を４５係、粒度をｓ
−８，ｓ ＡＳＴＭＫした場合の諮１４図及び第１８図
同様の顕微鏡写真図である。 第３Ａ図及び３Ｉ図は、変形率を６０優、粒度な８−８
．５ ＡＳＴＭにしたもので、第１４．１ｉｔ図又は第
２Ａ、２ぶ回向様の顕微鏡写真図である。 第４Ａ図及び４１１図は、４５優の変形率で鍛造した後
、９８０℃で３０分間等温保持した後の粒度６−６．５
ＡＳＴＭの粒・子を示す第０図及び１β図に類似した
顕微鏡写真図である。 第５Ａ図及び５１１１図は、等温保持温度が９７０℃で
粒度がｓＡＳＴＭであることを除けは第４Ａ図及び第４
ａ図と同一条件の顕微鏡写真図である。 第６Ａ図及び６８図は、等温保持温度が９６０℃で粒度
がｓＡＳＴＭであることを除けは第４４，４Ｍ及び鵬、
５Ｂ図と同一条件の顕微鏡写真図である。 第７Ａ図は、仕上げ変形率を１０ｑ４とする本発明の粗
造工程及び仕上げ工程を経たＩＮｃＯＮＥＬ ７１８の
素材中の冷延粒子及び亜粒子を示す倍率３２００倍の電
子顕微鏡写真図である。 第７Ｂ図は、転位網が分布した状態の亜粒界と亜粒子の
実例を示す第７Ａ図と同一条件下で写した２５０００倍
の顕微鏡写真図である。 第８八図は、仕上げ用変形率を１５４とし、冷延粒子と
再結晶した小粒子を示すことを除き第７Ａ図と同一条件
下で写したＩＮｃＯＮＥＬ ７１８の素材の６４００倍
の顕微鏡写真図である。 第８！Ｊ１図は、仕上げ変形率を１５係としたこと以外
は第７！？図と同じ条件下において、冷延並粒子を有す
る構造を示す２５０００倍の第７Ｊ？１図と同様な顕微
鏡写真図である。 第９ｂ及び９Ｂ図にお、いて、粒度が１１０−１１ＡＳ
Ｔのいわゆる「ミニグレイン」構造を有する米国特許第
３，３６０，１７７号により既知の方法に従って得られ
たｌＮＣ０ＮＥＬ７１Ｂの素材を示す各々５０倍と３０
０倍の２種類の倍率の顕微鏡写真図である。 第１０＾及び１０と図は、粒度が７−８ ＡＳＴＭの細
かい再結晶粒子より成る構造を有する一般に使用されて
いる方法に従って得られた構造を示す第９Ａ及び９８図
と類似した顕微鏡写真図である。 第１１１及び１１８図は、本発明の方法を用いることに
よって得られた構造を示す第９４及び９ Ｂ、図、１〇
八及び１０９図と同様な顕微鏡写真図である。 第１頁の続き ［相］発 明 者 ジャック・ジャンーマ フラリリレ
シアン・ルレー ユ、 ンス国、９１１００・サン・ジェルマン・し・コルベイ
スフワール・アラン・フルニエ、２６ 手続補正書 昭和６０年３ 月２日 事件との関係 特許出願人 ダヴイアシオン、゛ニス、エヌ、つ、セ、エム。 アー、″ ５、補正命令の日付 自 発
ＮｃＯＮＥＬ ７１８の素材をそれぞれ５０倍と３００
倍の倍率で示す顕微鏡写真図である。 第２Ａ図及び第２Ｅ図は、変形率を４５係、粒度をｓ
−８，ｓ ＡＳＴＭＫした場合の諮１４図及び第１８図
同様の顕微鏡写真図である。 第３Ａ図及び３Ｉ図は、変形率を６０優、粒度な８−８
．５ ＡＳＴＭにしたもので、第１４．１ｉｔ図又は第
２Ａ、２ぶ回向様の顕微鏡写真図である。 第４Ａ図及び４１１図は、４５優の変形率で鍛造した後
、９８０℃で３０分間等温保持した後の粒度６−６．５
ＡＳＴＭの粒・子を示す第０図及び１β図に類似した
顕微鏡写真図である。 第５Ａ図及び５１１１図は、等温保持温度が９７０℃で
粒度がｓＡＳＴＭであることを除けは第４Ａ図及び第４
ａ図と同一条件の顕微鏡写真図である。 第６Ａ図及び６８図は、等温保持温度が９６０℃で粒度
がｓＡＳＴＭであることを除けは第４４，４Ｍ及び鵬、
５Ｂ図と同一条件の顕微鏡写真図である。 第７Ａ図は、仕上げ変形率を１０ｑ４とする本発明の粗
造工程及び仕上げ工程を経たＩＮｃＯＮＥＬ ７１８の
素材中の冷延粒子及び亜粒子を示す倍率３２００倍の電
子顕微鏡写真図である。 第７Ｂ図は、転位網が分布した状態の亜粒界と亜粒子の
実例を示す第７Ａ図と同一条件下で写した２５０００倍
の顕微鏡写真図である。 第８八図は、仕上げ用変形率を１５４とし、冷延粒子と
再結晶した小粒子を示すことを除き第７Ａ図と同一条件
下で写したＩＮｃＯＮＥＬ ７１８の素材の６４００倍
の顕微鏡写真図である。 第８！Ｊ１図は、仕上げ変形率を１５係としたこと以外
は第７！？図と同じ条件下において、冷延並粒子を有す
る構造を示す２５０００倍の第７Ｊ？１図と同様な顕微
鏡写真図である。 第９ｂ及び９Ｂ図にお、いて、粒度が１１０−１１ＡＳ
Ｔのいわゆる「ミニグレイン」構造を有する米国特許第
３，３６０，１７７号により既知の方法に従って得られ
たｌＮＣ０ＮＥＬ７１Ｂの素材を示す各々５０倍と３０
０倍の２種類の倍率の顕微鏡写真図である。 第１０＾及び１０と図は、粒度が７−８ ＡＳＴＭの細
かい再結晶粒子より成る構造を有する一般に使用されて
いる方法に従って得られた構造を示す第９Ａ及び９８図
と類似した顕微鏡写真図である。 第１１１及び１１８図は、本発明の方法を用いることに
よって得られた構造を示す第９４及び９ Ｂ、図、１〇
八及び１０９図と同様な顕微鏡写真図である。 第１頁の続き ［相］発 明 者 ジャック・ジャンーマ フラリリレ
シアン・ルレー ユ、 ンス国、９１１００・サン・ジェルマン・し・コルベイ
スフワール・アラン・フルニエ、２６ 手続補正書 昭和６０年３ 月２日 事件との関係 特許出願人 ダヴイアシオン、゛ニス、エヌ、つ、セ、エム。 アー、″ ５、補正命令の日付 自 発
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１） 析出硬化による超合金用熱力学処理方法にして
、最終粗造工程と、仕上げ工程と、最終熱処理工程とを
包含し、連続して実施される前記工程が夫々以下の段階
を含むとと、即ち、最終粗造工程が、（ａ）再結晶化中
に二重構造が得られるように加熱の温度及び条件が決定
された加熱作業工程と、 （ｂ）再結晶化時に二重構造を得るように充分に高い変
形率を用いる圧縮による熱間変形作業工程と、 （ｃ）７ ＡＳＴＭ以上の粒度で、寄生相の析出を回避
した均質構造を得るように温度と時間を決定する等温保
持工程より成る熱処理工程とを包含し、 前記最終粗造工程に続く仕上プ°工程が（ｄ）再結晶現
象を生ずることなしに、該構造を圧密するように僅かに
変形させることによって、細粒子より成る該均質構造の
永久歪が得られるような方法で変形率を限定する熱間圧
縮による変形作業工程を包含し、該処理方法が、次の単
一工程より成る最終熱処理、すなわち （ｅ）該超合金用として決定した処理条件において、寄
生相を存在させずに永久歪構造を保持し硬化相を析出さ
せ得る焼戻し処理工程によって終了することを特徴とす
る熱力学的処理方法。 （２）方法の最終熱処理段階（６）が、先行する該仕上
げ工程の熱間圧縮変形段階（ｄ）と直接連結することを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の析出硬化による
超合金用熱力学処理方法。 （３）該仕上げ工程を構成する圧縮による熱間変形処理
段階（ｄ）後、最終熱処理に入る前に周囲の空気で冷却
することにより室温に戻す処理を挿入することを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の析出硬化による超合金
用熱力学処理方法。 （４）最終粗造工程に含まれる圧縮による熱間変形処理
段階（ｂ）には３０チ乃至６０チの変形率を適用するこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第３項のいず
れかに記載の析出硬化による超合金用熱力学処理方法。 （５）該最終粗造工程に含まれる圧縮による熱間変形処
理段階（ｂ）に用いる変形率が４５チであることが望ま
しいことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第４項
のいずれかに記載の析出硬化による超合金用熱力学処理
方法。 （６）該仕上げ工程を構成する圧縮による熱間変形処理
段階（ｄ）に８乃至２５％のオーダの変形率を適用する
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第５項のい
ずれかに記載の析出硬化による超合金用熱力学処理方法
。 （力 特に等温保持段階（ｃ）の熱処理温度を決定する
ことによって、及び仕上げ工程並びに最終熱処理のため
の条件を決定することによって該処理方法の各段階にお
いて出現しないようにした寄生相が薄板形状の相である
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第６項のい
ずれかに記載の析出硬化によるニッケル基の超合金用熱
力学処理方法。 （８）該最終粗造工程の加熱処理を構成する該処理方法
の段階（ａ）が、１０４０℃±１０℃の温度で維゛持時
間が５０分間から１時間までで実施されることを特徴と
する特許請求の範囲第１項乃至第７項のいずれかに記載
のｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８ ｐ、ｑ、の商標で知られる
ＮＣ１９Ｆｅ Ｎｂ型合金用熱力学処理方法。 （９）該最終粗造工程の等温保持処理を構成する該処理
方法の段階色）が、９７０ｃ±１０℃の温度で維持時間
が３０分間から１時間までで実施されることを特徴とす
る特許請求の範囲第１項乃至第８項のいずれかに記載の
ｌＮＣ０罪Ｌ ７１８ ｐ、ｑ。 の商標で知られるＮＣ１９Ｆｅ Ｎｂ型合金用の熱力学
処理方法。 ａ〔該最終熱処理工程を成す焼戻し処理から構成される
該処理方法の段階（ｅ）が、７２０℃の温度で８時間保
持され、次に１時間当り５０℃の速度で６２０℃まで冷
却し、更に８時間保持した後、空気冷却により終了し、
ｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８に適用した該方法により得られ
た合金の構造が粒子の塑性変形を保持した８ ＡＳＴＭ
のオーダの寸法の均質な細粒より成り、該構造が、薄板
形状の寄生相δ型Ｎｉ５Ｎｂを同時に存在させずに析出
硬化相γ型Ｎｉ ｓ Ｎｂを構成するので、弾性限界や
、短いサイクルの耐疲労性及び耐クリープ性の観点から
機械的特性が改良され、更に、特に機械加工時に得られ
る素材を使用する後続の工程において桝工不能な変形を
回避し得べく充分に小さい固有の冷却応力値が得られる
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第９項のい
ずれかに記載のｌＮＣ０ＮＥＬ ７１８ ｐ、ｑ、の商
標で知られるＮＣ１９Ｆｅ Ｎｂ型合金用の熱力学処理
方法。 （以下余白）
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8320436 | 1983-12-21 | ||
| FR8320436A FR2557145B1 (fr) | 1983-12-21 | 1983-12-21 | Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60155658A true JPS60155658A (ja) | 1985-08-15 |
Family
ID=9295378
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59270530A Pending JPS60155658A (ja) | 1983-12-21 | 1984-12-21 | 優れた力学的性質を備える構造を得るための超合金用熱力学処理方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4614550A (ja) |
| EP (1) | EP0148688B1 (ja) |
| JP (1) | JPS60155658A (ja) |
| DE (1) | DE3474571D1 (ja) |
| FR (1) | FR2557145B1 (ja) |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2729000A1 (fr) * | 1994-12-29 | 1996-07-05 | Framatome Sa | Procede de fabrication d'un tube pour assemblage de combustible nucleaire et tubes conformes a ceux ainsi obtenus |
| AU720868B2 (en) * | 1995-12-14 | 2000-06-15 | Attlington Investments Limited | Method of producing a metal section |
| US6193823B1 (en) * | 1999-03-17 | 2001-02-27 | Wyman Gordon Company | Delta-phase grain refinement of nickel-iron-base alloy ingots |
| DE60206464T2 (de) | 2001-12-21 | 2006-07-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Ni-Legierung mit verbesserter Oxidations- Resistenz, Warmfestigkeit and Warmbearbeitbarkeit |
| US20040221929A1 (en) | 2003-05-09 | 2004-11-11 | Hebda John J. | Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby |
| US7520947B2 (en) * | 2003-05-23 | 2009-04-21 | Ati Properties, Inc. | Cobalt alloys, methods of making cobalt alloys, and implants and articles of manufacture made therefrom |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US7837812B2 (en) | 2004-05-21 | 2010-11-23 | Ati Properties, Inc. | Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging |
| US7531054B2 (en) * | 2005-08-24 | 2009-05-12 | Ati Properties, Inc. | Nickel alloy and method including direct aging |
| US7985304B2 (en) * | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
| US8613818B2 (en) | 2010-09-15 | 2013-12-24 | Ati Properties, Inc. | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US9206497B2 (en) | 2010-09-15 | 2015-12-08 | Ati Properties, Inc. | Methods for processing titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
| US8652400B2 (en) | 2011-06-01 | 2014-02-18 | Ati Properties, Inc. | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| US9869003B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-01-16 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US9192981B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-24 | Ati Properties, Inc. | Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material |
| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
| CN111719039B (zh) * | 2019-03-22 | 2022-05-24 | 上海电气电站设备有限公司 | 一种FeCoNiAlNb高温合金均匀化处理方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
| JPS59211560A (ja) * | 1983-05-18 | 1984-11-30 | Hitachi Ltd | 原子炉用Ｎｉ基合金の熱処理方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE756653A (fr) * | 1969-09-26 | 1971-03-01 | United Aircraft Corp | Accroissement thermo-mecanique de la resistance des superalliages ( |
| US3676225A (en) * | 1970-06-25 | 1972-07-11 | United Aircraft Corp | Thermomechanical processing of intermediate service temperature nickel-base superalloys |
| FR2154871A5 (ja) * | 1971-09-28 | 1973-05-18 | Creusot Loire | |
| US3871928A (en) * | 1973-08-13 | 1975-03-18 | Int Nickel Co | Heat treatment of nickel alloys |
-
1983
- 1983-12-21 FR FR8320436A patent/FR2557145B1/fr not_active Expired
-
1984
- 1984-12-19 EP EP84402647A patent/EP0148688B1/fr not_active Expired
- 1984-12-19 US US06/683,514 patent/US4614550A/en not_active Expired - Fee Related
- 1984-12-19 DE DE8484402647T patent/DE3474571D1/de not_active Expired
- 1984-12-21 JP JP59270530A patent/JPS60155658A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
| JPS59211560A (ja) * | 1983-05-18 | 1984-11-30 | Hitachi Ltd | 原子炉用Ｎｉ基合金の熱処理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2557145B1 (fr) | 1986-05-23 |
| DE3474571D1 (en) | 1988-11-17 |
| FR2557145A1 (fr) | 1985-06-28 |
| EP0148688A2 (fr) | 1985-07-17 |
| EP0148688B1 (fr) | 1988-10-12 |
| US4614550A (en) | 1986-09-30 |
| EP0148688A3 (en) | 1985-08-14 |
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