JPS6050136A - 一方向凝固用Νｉ基耐熱合金 - Google Patents
一方向凝固用Νｉ基耐熱合金Info
- Publication number
- JPS6050136A JPS6050136A JP15723883A JP15723883A JPS6050136A JP S6050136 A JPS6050136 A JP S6050136A JP 15723883 A JP15723883 A JP 15723883A JP 15723883 A JP15723883 A JP 15723883A JP S6050136 A JPS6050136 A JP S6050136A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- phase
- amount
- castability
- creep rupture
- 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
(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】
本発明はクリープ破断強度と薄肉中空柱状晶物品鋳造性
に優れた一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金に関する。
に優れた一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金に関する。
最新ノガスタービンエ／ジｙの出力及び熱効率を上げる
ためには、ブレードの主応力軸に垂直な粒界を除去し、
柱状晶組織を生じさせることが有効な手段である。柱状
晶組織を得る一つの方法は一方向性凝固法と呼ばれ、米
国特許第３．２６０，５０５号明細書に開示されている
。この柱状晶部材は等軸晶部材に比べて、クリープ破断
寿命及びクリープ破断伸び並びに熱疲労特性が優れてい
る。柱状晶物品を作る場合、粒界は熱応力如耐える必要
がある。
ためには、ブレードの主応力軸に垂直な粒界を除去し、
柱状晶組織を生じさせることが有効な手段である。柱状
晶組織を得る一つの方法は一方向性凝固法と呼ばれ、米
国特許第３．２６０，５０５号明細書に開示されている
。この柱状晶部材は等軸晶部材に比べて、クリープ破断
寿命及びクリープ破断伸び並びに熱疲労特性が優れてい
る。柱状晶物品を作る場合、粒界は熱応力如耐える必要
がある。
現在、ジェットエンジンの柱状晶動舅材には、ＰＷＡ−
１４２２合金（ブラットア／ドホイットニー社製、組成
後記）が最も優れたものとして使用されている。また、
Ｍａｒ−Ｍ２４７ Ｄ Ｓ合金（マーチｙマリエタ社製
、組成後記）、Ｒｅｎｅ−１５０合金（ゼネラル・エレ
クトリック社製、組成後記）の実用化が検ａ・Ｙされて
いる。
１４２２合金（ブラットア／ドホイットニー社製、組成
後記）が最も優れたものとして使用されている。また、
Ｍａｒ−Ｍ２４７ Ｄ Ｓ合金（マーチｙマリエタ社製
、組成後記）、Ｒｅｎｅ−１５０合金（ゼネラル・エレ
クトリック社製、組成後記）の実用化が検ａ・Ｙされて
いる。
しかし、ＰＷＡ−１４２２合金、及びＭａ ｒ−ｉｖｉ
２４７ＤＳ合金は、いずれもクリープ破断強度が充分で
ないため、出力及び熱効率を上げるのに限度がある。ま
だ、ｌもｅｎｅ−１５０合金は、クリープ破断強度が前
２者の合金よりも優れているが、高価なＲｅを使用シフ
、またＴａの量も多いため高価となる問題点がある。
２４７ＤＳ合金は、いずれもクリープ破断強度が充分で
ないため、出力及び熱効率を上げるのに限度がある。ま
だ、ｌもｅｎｅ−１５０合金は、クリープ破断強度が前
２者の合金よりも優れているが、高価なＲｅを使用シフ
、またＴａの量も多いため高価となる問題点がある。
本発明の目的は、Ｒｅｎｅ−１５０合金におけるような
高価ｉＲｅを使用することなく、またＴａの使用量も低
く、クリープ破断強度が優れ、薄肉中空物品鋳造性に優
れた一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金を提供するにある。
高価ｉＲｅを使用することなく、またＴａの使用量も低
く、クリープ破断強度が優れ、薄肉中空物品鋳造性に優
れた一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金を提供するにある。
本発明の一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金は、重量％で、Ｃ
ｏ ９．３〜９．８ ％、Ｏｒ５．６〜６．１％、Ｗ２
Ｂ、６〜１３．９％、Ｍｏ１．９〜２．１％、Ａｔ４．
３〜４７％、Ｔｉ０．７〜０．９％、Ｔａ ３．０〜３
．３ ’１６、Ｈｆ１．１〜１．４チ、００．０４〜０
１０チ、Ｂ Ｏ，０１−０，０５％、Ｚｒ ０．０１〜
０．０５ ％＋、を含み、残部は実質的にＮｉよりなり
、かつγ′相を５４〜５９％含むものからなる合金であ
る。
ｏ ９．３〜９．８ ％、Ｏｒ５．６〜６．１％、Ｗ２
Ｂ、６〜１３．９％、Ｍｏ１．９〜２．１％、Ａｔ４．
３〜４７％、Ｔｉ０．７〜０．９％、Ｔａ ３．０〜３
．３ ’１６、Ｈｆ１．１〜１．４チ、００．０４〜０
１０チ、Ｂ Ｏ，０１−０，０５％、Ｚｒ ０．０１〜
０．０５ ％＋、を含み、残部は実質的にＮｉよりなり
、かつγ′相を５４〜５９％含むものからなる合金であ
る。
本発明の合金における組成成分の作用及び組成割合なら
びに、γ′相の作用及びその量の限定理由は次の通りで
ある。
びに、γ′相の作用及びその量の限定理由は次の通りで
ある。
Ｃｏはγ相及び化学量論的にＮ ｌ 婁Ａ ｔで表わさ
れるｒ′相中に固溶して、これらの相の固溶強化に寄与
すると共に、γ相中におけるγ′相の析出能を強化して
析出強化を助長する作用をする。
れるｒ′相中に固溶して、これらの相の固溶強化に寄与
すると共に、γ相中におけるγ′相の析出能を強化して
析出強化を助長する作用をする。
Ｃｏ量が９．３％より少いと前記効果が十分得られ々く
、まだその量が９８係を超えるとγ′量が減少してクリ
ープ破断寿命を低下する欠点が生ずるので、９．３〜９
．８％であることが必要である。
、まだその量が９８係を超えるとγ′量が減少してクリ
ープ破断寿命を低下する欠点が生ずるので、９．３〜９
．８％であることが必要である。
Ｏｒは合金の耐硫化腐食性を良好にする作用をする。そ
の量が６．１チを超えるとγ′相の素が低下し、クリー
プ破断寿命が低下し、また５、６チよシ少くなるとγ′
相の量が増し、柱状晶物品鋳造性が低下する欠点が生ず
るので、５．６〜６．１チであることが必要である。
の量が６．１チを超えるとγ′相の素が低下し、クリー
プ破断寿命が低下し、また５、６チよシ少くなるとγ′
相の量が増し、柱状晶物品鋳造性が低下する欠点が生ず
るので、５．６〜６．１チであることが必要である。
Ｗｌｄｒ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を著し
く強化する作用をする。その量が１３．６チより少いと
その効果を十分発揮させるととができなく、寸だ１３９
チを超えるとγ′相の量が５４チより少くなり、クリー
プ破断寿命が低下する欠点が生ずるので、１３．６〜１
３．９％でちることが必要である。
く強化する作用をする。その量が１３．６チより少いと
その効果を十分発揮させるととができなく、寸だ１３９
チを超えるとγ′相の量が５４チより少くなり、クリー
プ破断寿命が低下する欠点が生ずるので、１３．６〜１
３．９％でちることが必要である。
ＭＯもＷと同様にγ相及びγ′相に固溶し２て、これら
の相を強化する作用をする。その量が１．９チより少い
とその効果を発倒し得られず、また２、１％を超えると
γ′相の量が低下し、クリープ破断寿命が低下する欠点
が生ずるので、１．９〜２．１％であることが必要であ
る。
の相を強化する作用をする。その量が１．９チより少い
とその効果を発倒し得られず、また２、１％を超えると
γ′相の量が低下し、クリープ破断寿命が低下する欠点
が生ずるので、１．９〜２．１％であることが必要であ
る。
Ａｔけγ′相を生成するために必要な元素でγ′相を析
出させ合金を強化する作用をする。その量が４．３％よ
り少いとその効果を十分発揮することができず、壕だ４
．７％を超えるとγ′相の量が多く女り、柱状晶鋳造性
がイ氏下する欠点が生ずるので、４３〜４．７チである
ことが必要である。
出させ合金を強化する作用をする。その量が４．３％よ
り少いとその効果を十分発揮することができず、壕だ４
．７％を超えるとγ′相の量が多く女り、柱状晶鋳造性
がイ氏下する欠点が生ずるので、４３〜４．７チである
ことが必要である。
Ｔｉは大部分がγ′相に固溶し、γ′相を強化する作用
をする。その量が０．７％よね少いとその効果を十分発
揮し得られず、壕だ０．９φを超えるとγ′相の量が多
くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、０
．７〜０．９％であることが必要である。
をする。その量が０．７％よね少いとその効果を十分発
揮し得られず、壕だ０．９φを超えるとγ′相の量が多
くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、０
．７〜０．９％であることが必要である。
Ｔａはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶強化す
ると共にγ′相の量を増加させて析出強化する作用をす
る。その量が３０％より少いとその効果を十分発揮する
ことができなく、また３、３チを超えるとγ′相の量が
多くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、
３．０〜３．３チであることが必要である。
ると共にγ′相の量を増加させて析出強化する作用をす
る。その量が３０％より少いとその効果を十分発揮する
ことができなく、また３、３チを超えるとγ′相の量が
多くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、
３．０〜３．３チであることが必要である。
Ｈｆは粒界強化の作用をする。その量が１．１チより少
いとその効果が十分でなく、また１、４チを超えると有
害な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命、柱状晶
鋳造性が低下するので、１．１〜１，４チであるととが
必要である。
いとその効果が十分でなく、また１、４チを超えると有
害な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命、柱状晶
鋳造性が低下するので、１．１〜１，４チであるととが
必要である。
ＣはＭｏ型、Ｍｌ＠ Ｏ、型、Ｍ、Ｃ型の３種類の炭化
物を作うて、主として結晶の粒界を強化する作用をする
。その量が０．０４％より少いとその効果を十分発揮し
得られず、また０１嗟を超えると多量の粗大炭化物を晶
出し、柱状晶！ｆＡ造性を低下させる欠点が生ずるので
、０．０４〜０．１チであることが必要である。
物を作うて、主として結晶の粒界を強化する作用をする
。その量が０．０４％より少いとその効果を十分発揮し
得られず、また０１嗟を超えると多量の粗大炭化物を晶
出し、柱状晶！ｆＡ造性を低下させる欠点が生ずるので
、０．０４〜０．１チであることが必要である。
Ｂは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上させ、柱状
晶鋳造性及びクリープ破断強度と破断伸びを増加させる
作用をする。その量が０．０１チより少いとその効果が
発揮できなく、また０、０５％を超えると柱状晶鋳造性
が低下する欠点が生ずるので、０．０１〜０．０５％で
あることが必要である。
晶鋳造性及びクリープ破断強度と破断伸びを増加させる
作用をする。その量が０．０１チより少いとその効果が
発揮できなく、また０、０５％を超えると柱状晶鋳造性
が低下する欠点が生ずるので、０．０１〜０．０５％で
あることが必要である。
ＺｒもＢと同様な粒界強化の作用をする。その量が０．
０１％より少いとその効果を発揮することかで＠方く、
また０、０５％を超えると柱状晶鋳造性が低下するので
、ｏ、ｏｉ〜００５多であることが必要である。
０１％より少いとその効果を発揮することかで＠方く、
また０、０５％を超えると柱状晶鋳造性が低下するので
、ｏ、ｏｉ〜００５多であることが必要である。
以上、各元素の作用並びに組成割合について説明しだが
、クリープ破断強度と柱状晶鋳造性の両方を優れたもの
とするためには、γ′相が５４〜５９％含むととが必要
である。そのためにはγ相、またはγ′相の固溶強化に
有効な元素であるＷ、Ｍｏ及びＴａの合計量が１８．８
〜１９％の範囲であることが必要であり、１８８％未満
ではγ′量が過多になり柱状晶鋳造性が劣化する。
、クリープ破断強度と柱状晶鋳造性の両方を優れたもの
とするためには、γ′相が５４〜５９％含むととが必要
である。そのためにはγ相、またはγ′相の固溶強化に
有効な元素であるＷ、Ｍｏ及びＴａの合計量が１８．８
〜１９％の範囲であることが必要であり、１８８％未満
ではγ′量が過多になり柱状晶鋳造性が劣化する。
逆にその合計量が１９％を超えるとγ′匿が過小に々リ
フリープ破断強度が低下する。′土だ、ＮｔとＴｉの合
計量が５．０〜５．６チとすることが必要である。その
量が５．０チより少いとγ′量が過小となりクリープ破
断強度が低下し、逆に５．６係を超えるとγ′月：が過
多となり、柱状晶鋳造性が低下する。
フリープ破断強度が低下する。′土だ、ＮｔとＴｉの合
計量が５．０〜５．６チとすることが必要である。その
量が５．０チより少いとγ′量が過小となりクリープ破
断強度が低下し、逆に５．６係を超えるとγ′月：が過
多となり、柱状晶鋳造性が低下する。
γ′相はγ相中に析出して合金を強化する作用をする。
実施例
本発明合金２種と比較合金５種を一方向凝固し、クリー
プ破断試験と、柱状晶薄肉中空円筒鋳造性の評価を行っ
た。一方向凝固は、高周波溶解した合金を、水冷銅板上
に固定され、１５００℃に高周波間接加熱された、６咽
φクリ一プ破断試験片４本及び内径２５簡φ、長さ１２
０箇の中空円筒３本（肉厚、０．５．１．０．２．０ｍ
）取りの下部開口ロストワックス鋳型に注湯後、毎時２
００諭の速度で鋳型を加熱部から引き抜く方法で行った
。試験片は、１２３０℃×２時間、空冷＋９８２℃×４
時間、空冷＋８７１℃×２０時間、空冷の熱処理を行っ
たのち、クリープ破断試験に供した。鋳造性評価は、外
径２５瓢φのセラミックス円柱を、水冷銅板から２０燗
離して固定した上記ロストワックス鋳型を用いて作った
薄肉中空円筒表面を観察し、表１に示す基準に従って評
価した。
プ破断試験と、柱状晶薄肉中空円筒鋳造性の評価を行っ
た。一方向凝固は、高周波溶解した合金を、水冷銅板上
に固定され、１５００℃に高周波間接加熱された、６咽
φクリ一プ破断試験片４本及び内径２５簡φ、長さ１２
０箇の中空円筒３本（肉厚、０．５．１．０．２．０ｍ
）取りの下部開口ロストワックス鋳型に注湯後、毎時２
００諭の速度で鋳型を加熱部から引き抜く方法で行った
。試験片は、１２３０℃×２時間、空冷＋９８２℃×４
時間、空冷＋８７１℃×２０時間、空冷の熱処理を行っ
たのち、クリープ破断試験に供した。鋳造性評価は、外
径２５瓢φのセラミックス円柱を、水冷銅板から２０燗
離して固定した上記ロストワックス鋳型を用いて作った
薄肉中空円筒表面を観察し、表１に示す基準に従って評
価した。
表１ 鋳造性評価基準
各合金の組成は表２の通りであった。
表２
これら合金の破断試験及び鋳造性評価結果は次の表３の
通りであった。
通りであった。
表３
表２の組成及び表３の結果から明らかなように、本発明
の合金は、ＰＷＡ−１４２２合金に比べてＭｏ。
の合金は、ＰＷＡ−１４２２合金に比べてＭｏ。
Ｔａを余分に含んでいる。Ｍａｒ−Ｍ２４７ＤＳ合金に
比べてＯｒ量が少く、Ｍｏ量が多い。几ｅｎｅ−１５０
合金に比べてＴｉを余分に含んでいるが、Ｒ，ｅ及び■
を含んでいない。
比べてＯｒ量が少く、Ｍｏ量が多い。几ｅｎｅ−１５０
合金に比べてＴｉを余分に含んでいるが、Ｒ，ｅ及び■
を含んでいない。
ＴＭＤ−１合金はＴ′量が６１．６チと高く、クリープ
破断強度において優れているが、鋳造性が悪い。
破断強度において優れているが、鋳造性が悪い。
ＴＭＤ−２４合金は、ＴＭＤ−３合金のＢ量をｏ、ｏｉ
ｓｓから０．０７％に増加した合金であるが、鋳造性が
著しく低下する。
ｓｓから０．０７％に増加した合金であるが、鋳造性が
著しく低下する。
ＴＭＤ−２９合金はＴＭＤ−３合金７７）Ｏｉｌを０．
０７チから０．１２チに増加した合金であるが、鋳造性
が著しく低下する。、ＴＭＤ−２８合金はＴＭＤ−３合
金のＣ量を０，０・７チから０．０４チヘ減少させた合
金であるが、７６０℃におけるクリープ破断強度は増加
するが、鋳造性が低下する。ＴＭＤ−３０合金はｒ′量
が５０チと低いため鋳造性に優れているが、クリープ破
断強度が低い。
０７チから０．１２チに増加した合金であるが、鋳造性
が著しく低下する。、ＴＭＤ−２８合金はＴＭＤ−３合
金のＣ量を０，０・７チから０．０４チヘ減少させた合
金であるが、７６０℃におけるクリープ破断強度は増加
するが、鋳造性が低下する。ＴＭＤ−３０合金はｒ′量
が５０チと低いため鋳造性に優れているが、クリープ破
断強度が低い。
本発明の合金は、ＰＷＡ−１４２２合金、Ｍａｒ−Ｍ２
４７ＤＳ合金、Ｒ，ｅｎ６−１５０５０合金べてクリー
プ破断強度が大きい。この原因は主としてγ相の固溶強
化量（Ｗ＋Ｍｏ ＋ ２ Ｒｅ ）とｒ′相の強化量（
Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｖ）によって説明できる（ここに几ｅの１
チ蟲りの強化量はＷ、Ｍｏの２倍とみてよい）。
４７ＤＳ合金、Ｒ，ｅｎ６−１５０５０合金べてクリー
プ破断強度が大きい。この原因は主としてγ相の固溶強
化量（Ｗ＋Ｍｏ ＋ ２ Ｒｅ ）とｒ′相の強化量（
Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｖ）によって説明できる（ここに几ｅの１
チ蟲りの強化量はＷ、Ｍｏの２倍とみてよい）。
ＰＷＡ−１４２２合金とＭａｒ−Ｍ２４７Ｄ８合金のγ
相の固溶強化量及びｒ′相の強化量は本発明合金よりも
少い。そのため、いずれの合金もクリープ破断強度が低
い。
相の固溶強化量及びｒ′相の強化量は本発明合金よりも
少い。そのため、いずれの合金もクリープ破断強度が低
い。
刊ｅｎｅ−１５Ｑ合金は本発明合金に近いクリープ破断
強度を示しているが、前記したように高価なＲ，ｅを使
用する必要がある。
強度を示しているが、前記したように高価なＲ，ｅを使
用する必要がある。
本発明の合金はクリープ破断強度は既存の最も優れたも
のとされている合金のそれよりも優れており、かつ鋳造
性にも優れた特性を持ったものである。しかもＲ・ｅｎ
ｉ＝−１５０５０合金ける高価な几ｅを全く使用するこ
とがなく、１九゛Ｕａの使用量も少いので、極めて安価
に製造し得れた効果を有する一方向凝固用Ｎｆ基耐熱合
金である。
のとされている合金のそれよりも優れており、かつ鋳造
性にも優れた特性を持ったものである。しかもＲ・ｅｎ
ｉ＝−１５０５０合金ける高価な几ｅを全く使用するこ
とがなく、１九゛Ｕａの使用量も少いので、極めて安価
に製造し得れた効果を有する一方向凝固用Ｎｆ基耐熱合
金である。
従って、これを使用するととＫよって、ジェットエンヂ
ｙや発電設備などの各種ガスタービンの高能率化が可能
となる。
ｙや発電設備などの各種ガスタービンの高能率化が可能
となる。
なお、本発明合金は耐酸化あるいは耐硫化コーティング
を施して使用してもよく、また単結晶材としても使用し
得られ、そのほか、粒子分散強化合金の基地、粉末超塑
性合金材として使用し得られる。
を施して使用してもよく、また単結晶材としても使用し
得られ、そのほか、粒子分散強化合金の基地、粉末超塑
性合金材として使用し得られる。
Claims (1)
- 重量％で、Ｏｏ ９．３〜９．８ ％、Ｏｒ ５．６〜
６．１ ％、 Ｗ２Ｂ、６〜１３．９％、Ｍｏ１．９〜
２．１チ、Ａｔ４．３〜４．７％、Ｔｌ Ｏ，７〜０．
９ ％、Ｔａ ３．０〜３．３ ｃＩｂ、 Ｈｆ １．
１〜１．４ ’％、ＣＯ，０４〜０．１０％、Ｂｏ、０
１〜０１０５チ、Ｚｒ ０．０１〜０．０５チを含み、
残部は実質的にＮｉよりなり、かつγ′相を５４〜５９
チ含むものからなる一方向凝固用Ｎｉ基耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15723883A JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νｉ基耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15723883A JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νｉ基耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6050136A true JPS6050136A (ja) | 1985-03-19 |
Family
ID=15645263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15723883A Pending JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νｉ基耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6050136A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4935072A (en) * | 1986-05-13 | 1990-06-19 | Allied-Signal, Inc. | Phase stable single crystal materials |
| JPH04334815A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-11-20 | General Electric Co <Ge> | 酸化ハフニウム粒子を含有するニオブ−スズ超伝導体 |
-
1983
- 1983-08-30 JP JP15723883A patent/JPS6050136A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4935072A (en) * | 1986-05-13 | 1990-06-19 | Allied-Signal, Inc. | Phase stable single crystal materials |
| JPH04334815A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-11-20 | General Electric Co <Ge> | 酸化ハフニウム粒子を含有するニオブ−スズ超伝導体 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4036091B2 (ja) | ニッケル基耐熱合金及びガスタービン翼 | |
| JP3184882B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶合金とその製造方法 | |
| JP5186215B2 (ja) | ニッケルベース超合金 | |
| EP1930455A1 (en) | Nickel-base superalloy with excellent unsusceptibility to oxidation | |
| US5858558A (en) | Nickel-base sigma-gamma in-situ intermetallic matrix composite | |
| JP3902714B2 (ja) | γ′ソルバスの高い、ニッケル系単結晶超合金 | |
| KR20040007212A (ko) | 니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소 | |
| US20070235110A1 (en) | Nickel based superalloys with excellent mechanical strength, corrosion resistance and oxidation resistance | |
| JPWO2007122931A1 (ja) | Ｎｉ基超合金とその製造方法 | |
| US5932033A (en) | Silicide composite with niobium-based metallic phase and silicon-modified laves-type phase | |
| JPWO2006104059A1 (ja) | コバルトフリーのＮｉ基超合金 | |
| JP5558050B2 (ja) | 強度及び耐酸化特性に優れた一方向凝固用ニッケル基超合金 | |
| US5925198A (en) | Nickel-based superalloy | |
| JP5626920B2 (ja) | ニッケル基合金の鋳造品、ガスタービン翼及びガスタービン | |
| JP3084764B2 (ja) | Ｎｉ基超合金部材の製造方法 | |
| US8048368B2 (en) | High temperature and oxidation resistant material | |
| JP2010084166A (ja) | ニッケル基合金及びそれを用いたガスタービン翼 | |
| AU630623B2 (en) | An improved article and alloy therefor | |
| JPH0211660B2 (ja) | ||
| JPH1121645A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 | |
| JP2002206143A (ja) | 高強度低熱膨張鋳物鋼及び高強度低熱膨張鋳物鋼からなるガスタービンの翼環用及びシールリング保持環用リング形状部品 | |
| JPH0441641A (ja) | 金型用ニッケル基超耐熱合金 | |
| JP2002097537A (ja) | Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| JPS6050136A (ja) | 一方向凝固用Νｉ基耐熱合金 | |
| JP4184648B2 (ja) | 強度及び耐食性に優れたＮｉ基単結晶合金とその製造法 |