JPS63134642A - ニツケル系粉末冶金合金物体 - Google Patents
ニツケル系粉末冶金合金物体Info
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- JPS63134642A JPS63134642A JP62278980A JP27898087A JPS63134642A JP S63134642 A JPS63134642 A JP S63134642A JP 62278980 A JP62278980 A JP 62278980A JP 27898087 A JP27898087 A JP 27898087A JP S63134642 A JPS63134642 A JP S63134642A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
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。
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Description
【発明の詳細な説明】
油抽出施工に使用のためのバルブ、パルプ成分及び管製
品のような施工において、高強度及び耐蝕性の組合せに
より特徴づけられた合金をもつ必要がある。更に特定的
に、合金は塩化ナトリウム、硫化水素及び２酸化炭素の
ような腐食媒体の存在において、耐蝕性をもたねばなら
ない。
品のような施工において、高強度及び耐蝕性の組合せに
より特徴づけられた合金をもつ必要がある。更に特定的
に、合金は塩化ナトリウム、硫化水素及び２酸化炭素の
ような腐食媒体の存在において、耐蝕性をもたねばなら
ない。
これらの施工に、これまで使用されていたニッケル系合
金が、米国特許第３１６５０００及び３０４６１０８号
明細書に開示されている。これら特許のニッケル系合金
は、機械性及び耐蝕性の有用な組合せを持っているけれ
ども、これらは、上に記した油抽出施工のための組合せ
における性質が充分でないという欠陥がある。高強度及
び耐蝕性の組合せを持つことに加えて、合金は又、パル
プ、バルブ成分及び管形のような望まれた成分構成に製
造されるように、製作性により特徴づけられねばならな
い、充分な耐蝕性をもっている合金における必要な強さ
は、冷間加工によるＵＮＳ−ＮＯ６６２５のようにデザ
インされた普通の合金でえられるであろう。然しなから
、この合金は、製作するのに困難である。そして、特に
製作の間にクランキングを生じる。要求された強度水準
に熱処理されるであろうＵＮＳ−ＮＯ７７１Ｂのような
時効硬化合金は、油抽出施工において出会う更にきびし
い腐食環境に、充分な耐蝕性をもたない。
金が、米国特許第３１６５０００及び３０４６１０８号
明細書に開示されている。これら特許のニッケル系合金
は、機械性及び耐蝕性の有用な組合せを持っているけれ
ども、これらは、上に記した油抽出施工のための組合せ
における性質が充分でないという欠陥がある。高強度及
び耐蝕性の組合せを持つことに加えて、合金は又、パル
プ、バルブ成分及び管形のような望まれた成分構成に製
造されるように、製作性により特徴づけられねばならな
い、充分な耐蝕性をもっている合金における必要な強さ
は、冷間加工によるＵＮＳ−ＮＯ６６２５のようにデザ
インされた普通の合金でえられるであろう。然しなから
、この合金は、製作するのに困難である。そして、特に
製作の間にクランキングを生じる。要求された強度水準
に熱処理されるであろうＵＮＳ−ＮＯ７７１Ｂのような
時効硬化合金は、油抽出施工において出会う更にきびし
い腐食環境に、充分な耐蝕性をもたない。
従って本発明の第一の目的は、強さと耐蝕性の良好な組
合せにより特徴づけられるが、望まれる形にたやすく製
作され、その後時効硬化で硬さと耐蝕性の望審れた組合
せに達する合金を提供することである。
合せにより特徴づけられるが、望まれる形にたやすく製
作され、その後時効硬化で硬さと耐蝕性の望審れた組合
せに達する合金を提供することである。
本発明の更に特定の目的は、均−及び微細に物体中に分
配されたガンマ−プライム（ｇａｍ＋ｗａ−ｐｒｉｍｅ
）強化相をもっている物体で、完全に濃密な物体をえる
ように成形された、予め合金化された粒子から生成され
ている高強度のタイプの合金を提供することである。
配されたガンマ−プライム（ｇａｍ＋ｗａ−ｐｒｉｍｅ
）強化相をもっている物体で、完全に濃密な物体をえる
ように成形された、予め合金化された粒子から生成され
ている高強度のタイプの合金を提供することである。
発明の別の更に特定の目的は、塩化ナトリウム、硫化水
素及び炭酸ガスを含んでいる腐食性媒体を存する環境に
良好な耐蝕性が、望まれた製品構成のために高強度及び
製作性の組合せで達られるタイプのニッケル系合金物体
を提供することである。
素及び炭酸ガスを含んでいる腐食性媒体を存する環境に
良好な耐蝕性が、望まれた製品構成のために高強度及び
製作性の組合せで達られるタイプのニッケル系合金物体
を提供することである。
従って、本発明は、成形された、予め合金化された粒子
の時効硬化耐蝕性ニッケル系完全濃密物体を提供してい
る。物体は、望まれた強さを提供している微細、均一に
分布されたガンマ−プライム（ｇａｍｓ＋ａ−ｐｒｉｍ
ｅ）相を有している。加えて、ガンマ−プライム相は、
時効熱処理によってえられる。
の時効硬化耐蝕性ニッケル系完全濃密物体を提供してい
る。物体は、望まれた強さを提供している微細、均一に
分布されたガンマ−プライム（ｇａｍｓ＋ａ−ｐｒｉｍ
ｅ）相を有している。加えて、ガンマ−プライム相は、
時効熱処理によってえられる。
この処理は、物体を８４３７．２ｋｇ／−（１２０，０
００ｐｓｉ）の耐力（σ０．２）にする。合金組成を適
当にバランスすることにより、特にチタン及び間隙元素
、主に窒素、を適当にバランスすることにより、前の粒
子境界での間隙相の不在が達せられるであろう。
００ｐｓｉ）の耐力（σ０．２）にする。合金組成を適
当にバランスすることにより、特にチタン及び間隙元素
、主に窒素、を適当にバランスすることにより、前の粒
子境界での間隙相の不在が達せられるであろう。
これは合金の製作性を増強する。
発明に従うニッケル系合金物体は、予め合金化された粒
子よりなり、粒子組成範囲は表■に示されている。
子よりなり、粒子組成範囲は表■に示されている。
ｌ−上
（重量％）
炭 素 、０５最大、、０３最大１．０３最大０
．０３最木。
．０３最木。
クロム １５−２５ ２０−２３ ２０
−２３ ２０−２３モリブデン ６．５−１０
６．５−１０ ６．５−１０ ６．５−１０コロ
ンビウム ４−６．５ ４．５−５．５ ４．５−５
．５ ４．５−５．５鉄 ９！大、 ９最
大、 ９最大、 ９最大。
−２３ ２０−２３モリブデン ６．５−１０
６．５−１０ ６．５−１０ ６．５−１０コロ
ンビウム ４−６．５ ４．５−５．５ ４．５−５
．５ ４．５−５．５鉄 ９！大、 ９最
大、 ９最大、 ９最大。
アルミニウム 、２−．８ ．４−．８ ．４
−．６ ．４−．６窒 素 、０５最大１．
０３最大、 、００７−．０３ ．００７最大。
−．６ ．４−．６窒 素 、０５最大１．
０３最大、 、００７−．０３ ．００７最大。
チタン 、６ Ｍ大 、６ 最大、 、１
最大、 、１−．６ニツケル 残り 残り
残り 残り発明によるニッケル系合金物体で、
合金物体は、粉末冶金技術で生成されることが重要であ
る。これらは、充分な密度に達するために、表■に述べ
たようにニッケル系合金組合の、予め合金化された粒子
の成形物をえるに適したいかなる一般的な技術も含むで
あろう。特定的に粉末冶金及びニッケル系合金組成の、
予め合金化された粒子を使用することにより、望まれた
強さに必要な硬化相の高含量をえることが可能である。
最大、 、１−．６ニツケル 残り 残り
残り 残り発明によるニッケル系合金物体で、
合金物体は、粉末冶金技術で生成されることが重要であ
る。これらは、充分な密度に達するために、表■に述べ
たようにニッケル系合金組合の、予め合金化された粒子
の成形物をえるに適したいかなる一般的な技術も含むで
あろう。特定的に粉末冶金及びニッケル系合金組成の、
予め合金化された粒子を使用することにより、望まれた
強さに必要な硬化相の高含量をえることが可能である。
一方物体内に微細均一な分布或は分散において、硬化相
をもつことも可能である。製作性問題を避けるため、ク
ラブキングへの抵抗を促進するため、硬化相は、物体を
通して微細均一な分散として存在することが望まれる。
をもつことも可能である。製作性問題を避けるため、ク
ラブキングへの抵抗を促進するため、硬化相は、物体を
通して微細均一な分散として存在することが望まれる。
物体が一般の鋳造技術により生成されり
たなら、−殻材鋳造法に固有の遅い冷却速度により、粗
大な微細構偏析を有している物体を生じるであろう。こ
の偏析は硬化成分の望ましからぬ大きさと分布を生じる
であろう、それは、上に論じたように、望んだ形に製作
する間にクランキング及びき裂を促進する。適当な粉末
冶金加工に固有の化学的、或は微細構造偏析がないので
、この発明による物体は、物体の横断面を通じて均一な
微細構造と、機械的性質により特徴づけられている。
大な微細構偏析を有している物体を生じるであろう。こ
の偏析は硬化成分の望ましからぬ大きさと分布を生じる
であろう、それは、上に論じたように、望んだ形に製作
する間にクランキング及びき裂を促進する。適当な粉末
冶金加工に固有の化学的、或は微細構造偏析がないので
、この発明による物体は、物体の横断面を通じて均一な
微細構造と、機械的性質により特徴づけられている。
硬化及び強度のためのガンマ−プライム（ｇａｍｍａ−
ｐｒｉｍｅ）相が時効熱処理により生成されるので、こ
れは更に製作を増強している物体の製作のあとえられる
。物体は、この硬化処理に先立って製作されるであろう
からである。粉末冶金技術の使用により、若し望むなら
、物体は、物体の望まれた最終の形に、或は最終の形に
近い形に成形されるであろう。これは、鍛造及び機械加
工を含むであろう製作に関し、製作費の低減を生じる。
ｐｒｉｍｅ）相が時効熱処理により生成されるので、こ
れは更に製作を増強している物体の製作のあとえられる
。物体は、この硬化処理に先立って製作されるであろう
からである。粉末冶金技術の使用により、若し望むなら
、物体は、物体の望まれた最終の形に、或は最終の形に
近い形に成形されるであろう。これは、鍛造及び機械加
工を含むであろう製作に関し、製作費の低減を生じる。
熱圧延及び鍛造を含むであろう製造技術が、粉末冶金加
工の使用から生じている発明による物体の微細構造同質
性を要求されていくことは、これらの製造操作をたやす
くしている。
工の使用から生じている発明による物体の微細構造同質
性を要求されていくことは、これらの製造操作をたやす
くしている。
時効熱処理の間に達せられた硬化相、或は分散は、ニッ
ケルコロンビウム（ｃｏｌｕｌｌｂｉｕｌｌｌ）、アル
ミニウム及びチタンの金属間相にある。それ故、時効熱
処理で強化に達するように、この望まれたガンマ−プラ
イム軸ａｍ＋ｍａ−ｐｒｉｍｅ）硬化相をもつ物体のニ
ッケル系合金を提供するため、この発明による組成範囲
内に、これら元素があることが必要である。チタンは、
ガンマ−プライム（ｇａ＋ｕ＋ａ−ｐｒｉａ＋ｅ）硬化
相の生成に寄与するけれども、望まれた物体ような間隙
相の生成を避けるため、窒素含量の関係において制御さ
れることが必要である。特に、これに関し、チタン及び
窒素は、表■に述べた範囲内に、好ましい範囲２及び３
に保持されねばならない。チタンは、増加した窒素の存
在において減ぜられるべきである。逆も同様である。チ
タン及び窒素を制限する必要がある。それで望ましくな
い間隙相を作るため組合せにおけるこれら元素の両者が
充分量存在しない０間隙相は、前の粒子境界に存在する
であろう。前の粒子境界におけるこれらの相の存在は、
ニッケル系合金物体の製作性及び延性を減じ、その耐蝕
性に悪影響を及ぼすであろう。
ケルコロンビウム（ｃｏｌｕｌｌｂｉｕｌｌｌ）、アル
ミニウム及びチタンの金属間相にある。それ故、時効熱
処理で強化に達するように、この望まれたガンマ−プラ
イム軸ａｍ＋ｍａ−ｐｒｉｍｅ）硬化相をもつ物体のニ
ッケル系合金を提供するため、この発明による組成範囲
内に、これら元素があることが必要である。チタンは、
ガンマ−プライム（ｇａ＋ｕ＋ａ−ｐｒｉａ＋ｅ）硬化
相の生成に寄与するけれども、望まれた物体ような間隙
相の生成を避けるため、窒素含量の関係において制御さ
れることが必要である。特に、これに関し、チタン及び
窒素は、表■に述べた範囲内に、好ましい範囲２及び３
に保持されねばならない。チタンは、増加した窒素の存
在において減ぜられるべきである。逆も同様である。チ
タン及び窒素を制限する必要がある。それで望ましくな
い間隙相を作るため組合せにおけるこれら元素の両者が
充分量存在しない０間隙相は、前の粒子境界に存在する
であろう。前の粒子境界におけるこれらの相の存在は、
ニッケル系合金物体の製作性及び延性を減じ、その耐蝕
性に悪影響を及ぼすであろう。
発明による合金物体の製造に使用される予め合金化され
た粒子は、合金組成物溶融物の一般的不活性ガス噴霧法
により生成されるであろう。特に、これらの−船方法で
、望まれた組成の装入物は不活性環境で溶融される。溶
融金属は、溶融金属の流れに対し、不活性ガスの衝突に
より粉末を作るように霧状に吹きつけられる。それによ
り溶融金属は微粒化され、その酸化を妨げている気流中
ですみやかに冷却される。それら球形である粉末は、オ
ートクレーブにおける熱均衡加圧のような技術により、
或は押出により望まれた物体を作るよう成形される。発
明の方法の使用に適する代表的粒子大きさは一１０メツ
シュ（Ｕ Ｓ ５ｔａｎｄｒｄ）をこえない、そして一
般的に一３０メソシェをこえないであろう。
た粒子は、合金組成物溶融物の一般的不活性ガス噴霧法
により生成されるであろう。特に、これらの−船方法で
、望まれた組成の装入物は不活性環境で溶融される。溶
融金属は、溶融金属の流れに対し、不活性ガスの衝突に
より粉末を作るように霧状に吹きつけられる。それによ
り溶融金属は微粒化され、その酸化を妨げている気流中
ですみやかに冷却される。それら球形である粉末は、オ
ートクレーブにおける熱均衡加圧のような技術により、
或は押出により望まれた物体を作るよう成形される。発
明の方法の使用に適する代表的粒子大きさは一１０メツ
シュ（Ｕ Ｓ ５ｔａｎｄｒｄ）をこえない、そして一
般的に一３０メソシェをこえないであろう。
発明を論証するため、表■に示されている６つのニッケ
ル系合金が調整された。
ル系合金が調整された。
［Ｎ ））ｌ ｎ鍾ｈ＋ａ＋ ＩＩ ｔ−−１＞表
Ｈに記された組成の合金各々からの予め合金化された粉
末が、ガス噴霧化により生成された。
Ｈに記された組成の合金各々からの予め合金化された粉
末が、ガス噴霧化により生成された。
粉末は集められ、公称−３０メツシユサイズにスクリー
ンされ、軟鋼容器にいれられた。これらの容器は、粉末
をいれたあと、その中に存在する湿気を除くため減圧に
される。減圧のあと、容器は加圧溶接により封じられた
。減圧され、粉末がみたされた容器は１１２１．１℃（
２０５０下）の温度に加熱され、公称１０５４．６ｋｇ
／ｃｎｌ （１５，０００ｐｓｉ）の圧力で加熱均衡成
形に従わされた。こさは表■に記された合金の各々の成
形物体を生じた。それは理論値の本質的に１００％の密
度に圧密されている。
ンされ、軟鋼容器にいれられた。これらの容器は、粉末
をいれたあと、その中に存在する湿気を除くため減圧に
される。減圧のあと、容器は加圧溶接により封じられた
。減圧され、粉末がみたされた容器は１１２１．１℃（
２０５０下）の温度に加熱され、公称１０５４．６ｋｇ
／ｃｎｌ （１５，０００ｐｓｉ）の圧力で加熱均衡成
形に従わされた。こさは表■に記された合金の各々の成
形物体を生じた。それは理論値の本質的に１００％の密
度に圧密されている。
それから、物体の各々が、切断され、熱処理され、機械
加工され、張力標本が作られた。そして室温でテストさ
れた。合金物体の各々のための熱処理は、ある場合に焼
鈍により生じた時効硬化よりなっている。成形の各々の
ための熱処理条件は、表■に示されている。
加工され、張力標本が作られた。そして室温でテストさ
れた。合金物体の各々のための熱処理は、ある場合に焼
鈍により生じた時効硬化よりなっている。成形の各々の
ための熱処理条件は、表■に示されている。
表■
合金Ａ、 Ｂ、 Ｃ，Ｄ、 Ｅ、 Ｆの張力合金
熱処理 ＵＴＳ（ｋｓｉ） ＹＳ（ｋｓｉ）χＥχＲ
＾ミ１し丈禿会し 井に）キー−晋堕神＋
リーー−Ｅ １３２５°Ｆ
／８ｈｒｓ／ＰＣ１００下／ｈｒ １８９ １４８
９．５ １０．５４ｅ １１５１）”Ｆ／８ｈｒｓ
／八〇ＵＴＳ−最終引張り強さ ｙｓ−耐力
゛−−Ｅ−延び ＲＥ−減少面積 表■からみられるであろうように、発明による合金Ａ及
びＢの成形体は、熱処理条件で１２０ ｋｓｉ最少耐力
に達しえるが良好な延性を保持している。
熱処理 ＵＴＳ（ｋｓｉ） ＹＳ（ｋｓｉ）χＥχＲ
＾ミ１し丈禿会し 井に）キー−晋堕神＋
リーー−Ｅ １３２５°Ｆ
／８ｈｒｓ／ＰＣ１００下／ｈｒ １８９ １４８
９．５ １０．５４ｅ １１５１）”Ｆ／８ｈｒｓ
／八〇ＵＴＳ−最終引張り強さ ｙｓ−耐力
゛−−Ｅ−延び ＲＥ−減少面積 表■からみられるであろうように、発明による合金Ａ及
びＢの成形体は、熱処理条件で１２０ ｋｓｉ最少耐力
に達しえるが良好な延性を保持している。
これは強化のため望まれたガンマ−プライム硬化相を作
るためニッケルと充分のコロンビウム及びチタン及び窒
素の適当なバランスを保持している。
るためニッケルと充分のコロンビウム及びチタン及び窒
素の適当なバランスを保持している。
合金Ｃは時効硬化に達するためのニッケルとの組合せで
充分なコロンビウム、アルミニウム及びチタンを有して
いない。同様に、ある時効硬化を示す合金りは、室温で
８４３７．２ｋｇ／ｃｄ （１２，０００ｐｓｉ）の耐
力（σ０．２）の望まれた時効硬化最少に達しない。再
び、これは組合せでコロンビウム、アルミニウム及びチ
タンが、望まれた効果に達するため時効処理の間に充分
なガンマ−プライム硬化相の生成に達するにあまりにも
低いということから生じている。合金Ｅで、チタン及び
窒素の組合せは、前の粒子境界でチタン炭窒化物の生成
を避けるには、あまりにも高い。そしてこの成形物に関
してヰ、それらの生成は、とぼしい延性を生じる。この
ことは、この成形物にかんし表■に記されたデーターで
記された伸び及び面積データー減少により示されている
。合金Ｆで、チタンは、００３％の低水準で窒素を保持
することにより、合金Ｅの成形のチタン水準に実質的に
当量である水準であるけれども、延性における改良は合
金Ｅの成形物をこして達成されている。それ故合金Ｅ及
び合金Ｆの成形物を比較することにより、改良された延
性の目的のため、成形物の合金に存在するチタン及び窒
素の比較量を制御する効果が論証されることがみられる
であろう。
充分なコロンビウム、アルミニウム及びチタンを有して
いない。同様に、ある時効硬化を示す合金りは、室温で
８４３７．２ｋｇ／ｃｄ （１２，０００ｐｓｉ）の耐
力（σ０．２）の望まれた時効硬化最少に達しない。再
び、これは組合せでコロンビウム、アルミニウム及びチ
タンが、望まれた効果に達するため時効処理の間に充分
なガンマ−プライム硬化相の生成に達するにあまりにも
低いということから生じている。合金Ｅで、チタン及び
窒素の組合せは、前の粒子境界でチタン炭窒化物の生成
を避けるには、あまりにも高い。そしてこの成形物に関
してヰ、それらの生成は、とぼしい延性を生じる。この
ことは、この成形物にかんし表■に記されたデーターで
記された伸び及び面積データー減少により示されている
。合金Ｆで、チタンは、００３％の低水準で窒素を保持
することにより、合金Ｅの成形のチタン水準に実質的に
当量である水準であるけれども、延性における改良は合
金Ｅの成形物をこして達成されている。それ故合金Ｅ及
び合金Ｆの成形物を比較することにより、改良された延
性の目的のため、成形物の合金に存在するチタン及び窒
素の比較量を制御する効果が論証されることがみられる
であろう。
表■に存在するデーターからみられるであろうように、
発明の目的のため、時効熱処理で強化するよう望まれた
ガンマ−プライム硬化相を作るためニッケルと結合する
に充分な量存在するように、コロンビウム及びアルミニ
ウムを制御する必要がある。又チタンもこのガンマ−プ
ライム相の形成に寄与している。しかし、チタンは、物
体の延性をはかいする前の粒子境界での間隙化合物、即
ちチタン炭化窒素、の生成を避けるよう存在する窒素と
の関係で、抑制されねばならない。
発明の目的のため、時効熱処理で強化するよう望まれた
ガンマ−プライム硬化相を作るためニッケルと結合する
に充分な量存在するように、コロンビウム及びアルミニ
ウムを制御する必要がある。又チタンもこのガンマ−プ
ライム相の形成に寄与している。しかし、チタンは、物
体の延性をはかいする前の粒子境界での間隙化合物、即
ちチタン炭化窒素、の生成を避けるよう存在する窒素と
の関係で、抑制されねばならない。
代理人 弁理士 桑 原 英 明手続補正書
特許庁長官 小 川 邦 夫 殿
１、事件の表示
特願昭６２−２７８９８０号
２、発明の名称
ニッケル系粉末冶金合金物体
３、補正をする者
事件との関係 特許出願人
４、代理人
（１） 明細書１４頁 表−■ 最終行ｒＲＥ−減少
面積」をｒＲＡ−面積における減少」に訂正します。
面積」をｒＲＡ−面積における減少」に訂正します。
（２）明細書１４貞 表−■ 最終行ｒＲＥ−減少面積
」のあとに ｒ熱処理 １３２５’ Ｆ／ ８ｈｒｓ／Ｆ Ｃ１００’ Ｆ／ｈ
ｒ〜１１５０’ Ｆ ／ ８ ｈｒｓ／Ａ Ｃ は８時間１３２５°Ｆに加熱後炉を１時間あたり１００
’Ｆの速度で冷却し、１１５０°Ｆで８時間加熱保持後
室温に空気冷却したことを示している。
」のあとに ｒ熱処理 １３２５’ Ｆ／ ８ｈｒｓ／Ｆ Ｃ１００’ Ｆ／ｈ
ｒ〜１１５０’ Ｆ ／ ８ ｈｒｓ／Ａ Ｃ は８時間１３２５°Ｆに加熱後炉を１時間あたり１００
’Ｆの速度で冷却し、１１５０°Ｆで８時間加熱保持後
室温に空気冷却したことを示している。
１５７５” Ｆ／ １ｈｒｓ／ＷＱ＋１２５０’ Ｆ／
８ｈｒｓ／ＡＣは１５７５＠Ｆで１時間加熱後水で冷
却し、１２５０″′Ｆに８時間保持後空気冷却したこと
を示している」 を挿入します。
８ｈｒｓ／ＡＣは１５７５＠Ｆで１時間加熱後水で冷
却し、１２５０″′Ｆに８時間保持後空気冷却したこと
を示している」 を挿入します。
Claims (6)
- （１）成形され、予め合金化された粒子の時効硬化耐蝕
性完全濃密物体において、該物体は、微細均一に分布さ
れたガンマ−プライム（ｇａｍｍａ−ｐｒｉｍｅ）相を
有し、本質的に重量％で 炭素 ．０５最大 クロム １５−２５ モリブデン ６．５−１０ コロンビウム ４−６．５ 鉄 ９最大 アルミニウム ．２−．８ 窒素 ．０５最大 チタン ．６最大 ニッケル 残り よりなる合金よりなっていることを特徴とするニッケル
系粉末冶金合金物体。 - （２）該合金が、本質的に重量％で、 炭素 ．０３最大 クロム ２０−２３ モリブデン ６．５−１０ コロンビウム ４．５−５．５ 鉄 ９最大 アルミニウム ．４−．８ 窒素 ．０３最大 チタン ．６ 最大 ニッケル 残り よりなる特許請求の範囲第１項記載の合金物体。
- （３）該合金が、本質的に重量％で、 炭素 ．０３最大 クロム ２０−２３ モリブデン ６．５−１０ コロンビウム ４．５−５．５ 鉄 ９最大 アルミニウム ．４−．６ 窒素 ．００７−．０３ チタン ．１最大 ニッケル 残り よりなる特許請求の範囲第１項記載の合金物体。
- （４）該合金が、本質的に重量％で、 炭素 ．０３最大 クロム ２０−２３ モリブデン ６．５−１０ コロンビウム ４．５−５．５ 鉄 ９最大 アルミニウム ．４−．６ 窒素 ．００７最大 チタン ．１−．６ ニッケル 残り よりなる特許請求の範囲第１項記載の合金物体。
- （５）最少室温下８４３７．２ｋｇ／ｃｍ＾２（１２０
，０００ｐｓｉ）の耐力（σ＿０＿．＿２）に時効硬化
可能な第１項ないし第４項のいずれかに記載の合金物体
。 - （６）前の粒子環境で間隙相の不在により特徴づけられ
ている特許請求の範囲第５項記載の合金物体。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US926,541 | 1986-11-04 | ||
| US06/926,541 US4731117A (en) | 1986-11-04 | 1986-11-04 | Nickel-base powder metallurgy alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63134642A true JPS63134642A (ja) | 1988-06-07 |
| JPH0617527B2 JPH0617527B2 (ja) | 1994-03-09 |
Family
ID=25453353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62278980A Expired - Lifetime JPH0617527B2 (ja) | 1986-11-04 | 1987-11-04 | ニッケル合金焼結物体 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4731117A (ja) |
| EP (1) | EP0270230B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0617527B2 (ja) |
| AT (1) | ATE78520T1 (ja) |
| CA (1) | CA1332297C (ja) |
| DE (1) | DE3780584T2 (ja) |
| ES (1) | ES2033875T3 (ja) |
| GR (1) | GR3005554T3 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003070338A (ja) * | 2001-08-31 | 2003-03-11 | Yanmar Agricult Equip Co Ltd | コンバイン |
| JP2010261104A (ja) * | 2009-05-06 | 2010-11-18 | General Electric Co <Ge> | 優れた機械的特性を有するＮｉＣｒＭｏＮｂ合金 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5217684A (en) * | 1986-11-28 | 1993-06-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Precipitation-hardening-type Ni-base alloy exhibiting improved corrosion resistance |
| US5831187A (en) * | 1996-04-26 | 1998-11-03 | Lockheed Idaho Technologies Company | Advanced nickel base alloys for high strength, corrosion applications |
| JPH11342442A (ja) * | 1998-04-20 | 1999-12-14 | Crucible Materials Corp | 鍛造された鉄―ニッケル系超合金を製造する方法 |
| CN101363626B (zh) * | 2007-08-06 | 2015-05-20 | 国际壳牌研究有限公司 | 制造燃烧器前脸的方法 |
| FR2935396B1 (fr) | 2008-08-26 | 2010-09-24 | Aubert & Duval Sa | Procede de preparation d'une piece en superalliage base nickel et piece ainsi obtenue. |
| FR2941962B1 (fr) * | 2009-02-06 | 2013-05-31 | Aubert & Duval Sa | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue. |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61147834A (ja) * | 1984-12-19 | 1986-07-05 | Hitachi Metals Ltd | 耐食性高強度Ｎｉ基合金 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB813948A (en) * | 1957-02-19 | 1959-05-27 | Mond Nickel Co Ltd | Improvements in and relating to sintered creep-resisting alloys |
| DE1250642B (ja) * | 1958-11-13 | 1967-09-21 | ||
| US3681061A (en) * | 1970-02-16 | 1972-08-01 | Latrobe Steel Co | Fully dense consolidated-powder superalloys |
| CA937426A (en) * | 1970-02-16 | 1973-11-27 | G. Fletcher Stewart | Production of superalloys |
| US3649256A (en) * | 1970-02-16 | 1972-03-14 | Latrobe Steel Co | Fully dense consolidated-powder superalloys |
| GB1372232A (en) * | 1971-01-22 | 1974-10-30 | Int Nickel Ltd | Composite alloy products |
| BE788719A (fr) * | 1971-09-13 | 1973-01-02 | Cabot Corp | Alliage a base de nickel resistant a l'oxydation aux temperatures elevees et thermiquement stables |
| US3926568A (en) * | 1972-10-30 | 1975-12-16 | Int Nickel Co | High strength corrosion resistant nickel-base alloy |
| JPS5747842A (en) * | 1980-09-01 | 1982-03-18 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Corrosion resistant cast alloy |
| US4460542A (en) * | 1982-05-24 | 1984-07-17 | Cabot Corporation | Iron-bearing nickel-chromium-aluminum-yttrium alloy |
-
1986
- 1986-11-04 US US06/926,541 patent/US4731117A/en not_active Expired - Lifetime
-
1987
- 1987-10-20 CA CA000549747A patent/CA1332297C/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-10-23 AT AT87309381T patent/ATE78520T1/de not_active IP Right Cessation
- 1987-10-23 DE DE8787309381T patent/DE3780584T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1987-10-23 EP EP87309381A patent/EP0270230B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-10-23 ES ES198787309381T patent/ES2033875T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1987-11-04 JP JP62278980A patent/JPH0617527B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1992
- 1992-08-27 GR GR920401887T patent/GR3005554T3/el unknown
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61147834A (ja) * | 1984-12-19 | 1986-07-05 | Hitachi Metals Ltd | 耐食性高強度Ｎｉ基合金 |
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| JP2010261104A (ja) * | 2009-05-06 | 2010-11-18 | General Electric Co <Ge> | 優れた機械的特性を有するＮｉＣｒＭｏＮｂ合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES2033875T3 (es) | 1993-04-01 |
| GR3005554T3 (ja) | 1993-06-07 |
| US4731117A (en) | 1988-03-15 |
| ATE78520T1 (de) | 1992-08-15 |
| DE3780584T2 (de) | 1993-03-11 |
| DE3780584D1 (de) | 1992-08-27 |
| CA1332297C (en) | 1994-10-11 |
| EP0270230B1 (en) | 1992-07-22 |
| JPH0617527B2 (ja) | 1994-03-09 |
| EP0270230A3 (en) | 1989-07-05 |
| EP0270230A2 (en) | 1988-06-08 |
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