NL8204494A - Werkwijze voor het voortbrengen van stengelkristal superlegeringsmateriaal met beheerste orientatie. - Google Patents

Werkwijze voor het voortbrengen van stengelkristal superlegeringsmateriaal met beheerste orientatie. Download PDF

Info

Publication number
NL8204494A
NL8204494A NL8204494A NL8204494A NL8204494A NL 8204494 A NL8204494 A NL 8204494A NL 8204494 A NL8204494 A NL 8204494A NL 8204494 A NL8204494 A NL 8204494A NL 8204494 A NL8204494 A NL 8204494A
Authority
NL
Netherlands
Prior art keywords
plate
rolling
crystals
cold
superalloy
Prior art date
Application number
NL8204494A
Other languages
English (en)
Other versions
NL189678C (nl
Original Assignee
United Technologies Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by United Technologies Corp filed Critical United Technologies Corp
Publication of NL8204494A publication Critical patent/NL8204494A/nl
Application granted granted Critical
Publication of NL189678C publication Critical patent/NL189678C/nl

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C30CRYSTAL GROWTH
    • C30BSINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B1/00Single-crystal growth directly from the solid state
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C30CRYSTAL GROWTH
    • C30BSINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52Alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

%» % .-1-
Werkwijze voor het voortbrengen van stengelkristal super-legeringsmateriaal met beheerste orientatie.
De uitvinding heeft betrekking op het gebied van nikkelbasis superlegerlngsvoorwerpen met langwerpige ge-richte kristallen met beheerste orientatie en op methodes voor het voortbrengen van dergelijke voorwerpen.
5 Hat is bekend, dat metallische materialen algemeen een kristall.ijne vorm hebben, dat wil zeggen, afzonderlij-ke atomen van het materiaal hebben een voorspelbare rela-tie ten opzichte van de naburige atomen, en deze relatie strekt zich uit op een herhaalde wijze door een speciaal 10 kriatal. Nikkelbasis superlegeringen hebben een midzijds gecentreerd cubisch rooster. Het is verder bekend, dat de eigensohappen van dergelijke kristallen aanzienlijk varieren met hun orientatie.
De meeste metallische voorwerpen bevatten vele · 15 duizendeiafzonderlijke kristallen of korrels en de eigen- schappen van zo'n voorwerp in een speciale richtinghouden verband met de gemiddelde orientatie van de afzonderlijke kristallen, die het voorwerp vormen. Indien de korrels of kristallen een wlliekeurige orientatie hebben, zullen de eigen-20 schappen van het voorwerp isotroop zijn, dat wil zeggen hetzelfde in alle richtingen. Dit is evenwel zelden het geval, aangezien de meeste giet en vormprocessen een voorkeurskristalorientatie of textuur voortbrengen. Bij een deformatiesltuatie is een dergelijke voorkeursorienta-25 tie het gevolg van diverse factoren. Kristallen in bepaalde orientaties zijn meer resistent tegen deformatie dan andere kristallen. Deze deformatieresistent georienteerde kristallen vertonen de neiging tot roteren gedurende de deformatie, waardoor een voorkeursorientatie wordt geproduceerd. Ge-30 durende rekristalliseren zijn voorkeursorientaties het gevolg van de preferente nucleatie en/of groei van kristallen van bepaalde orientaties.
Texturen zijn uitgebreid bestudeerd en sommige prak-tische toepassingen zijn gemaakt van getextureerde materia-35 len. In het bijzonder op het gebied van magnetische mate-rialen zoals transformatorstalen heeft textureren gezorgd 82 0 4 4 9 4 I · -2- voor aanzienlijke prestatieverbeteringen. Dit wordt.bijvoor-beeld beschreven in het Amerikaanse octrooischrift 3.219.496 en in een artikel in Metal Progress, December 1953, biz. 71-75.
5 Op een ander terrein zijn methodes ontwikkeld voor de produktie van nikkelbasis voorwerpen met langwerpige kristallen onder gebruikmaking van gerichte rekristallisa-tietechnifeken. Dit wordt beschreven in het Amerikaanse octrooischrift 3.975.219. In dit octrooischrift wordt hete 10 extrusie gebruikt voor het verdichten van superlegerings-poeder, dat vervolgens isoterm wordt gesmeed en gericht gerekristalliseerd door het te leiden langs een thermische gradient. Genoemd octrooischrift geeft niet aan, welke, zoal enige voorkeursorientatie resulteert.
15 In een ander verwant gebied zijn de voordelen van ge richte kristallen van beheerste orientatie wel bekend in vliegtuig gasturbine-onderdelen, en dit wordt beschreven in het Amerikaanse octrooischrift 3.260.505, dat dergelijke componenten beschrijft, alsook de methodes voor het ver-20 vaardigenervan door middel van giettechnieken.
De onderhavige uitvinding vindt in het bijzonder toepassing op nikkelbasis superlegeringen van het volgende brede samenstellingsgebied: 2-9% Al, 0-6% Ti, 0-16% Mo, 0-12% Ta, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Or, 0-20% Co, 0-0,3% C, 25 0-1% Y, 0-0,3% B, 0-0,3% Zr, 0-2% V, 0-5% Re, balans in wezen nikkel.
Er wordt aangenomen, dat de uitvinding algemeen toe-pasbaar is op alle nikkelbasis superlegeringen. Het uitgangs-materiaal wordt verschaft in een verwerkbare vorm. E§n 30 methode is het vastmaken van poeder, een andere methode is om te beginnen met een gietstuk, bij voorkeur een fijnkor-relig gietstuk. Dit materiaal wordt vervolgens warm be-werkt bij een temperatuur nabij, maar beneden de gamma prime solvus. Bij voorkeur geschiedt dit initiele warnbe-35 werken in een mate in overmaat van ongeveer 50%. Dit warm bewerkte materiaal wordt vervolgens koud gewalst, op een bijzondere wijze, voor een verdere hoeveelheid van ongeveer 65%. Het koud walsen wordt als volgt uitgevoerd: het materiaal wordt eerst koud gewalst. Een tweede koud walsstap 40 wordt uitgevoerd in de dwarswalsrichting, dat wil zeggen 8204494 .................................. .
« » ' -3- in de richting, die 90° gedraaid is ten opzichte van de richting van het initiele koud walsen. De verhouding van de reducties in de initiele koud walsstap en de eind koud-walsstap bedraagt ongeveer 75:25. Tussentijdse 5 stappen worden toegepast gedurende zowel koud als warm- walsstappen indien noodzakelijk ter voorkoming van scheuren. Het resultaat is een voorwerp met een sterke (110) 4112? plaat textuur.
Dit getextureerde materiaal wordt gericht gerekristal-10 liseerd voor het voortbrengen van veelvoudige langwerpige kristallen of enkelvoudige kristallen van beheerste orien-tatie, De (110) <112? textuur bestuurt de orientatie van de gerekristalliseerde kristallen. Door het varieren van de gerichte rekristallisatieparameters kan een verscheiden-15 heid van eindorientaties worden geproduceerd.
Dienovereenkomstig is het een doel van de uitvinding om een werkwijze te verschaffen voor het voortbrengen van nikkelsuperlegeringsplaat met een sterke (110) 4112? plaat-textuur.
20 Het is een verder doel van de uitvinding om gerichte gerekristalliseerde platen te verschaffen, bestaande uit kristallen, waarvan de <111? richting evenwijdig is aan de dwarswalsrichting.
Het is een ander doel van de uitvinding om platen te 25 verschaffen, waarvan de <110? richting evenwijdig is aan de rechte walsrichting. Nog een ander doel van de uitvinding is het verschaffen van een plaat, waarvan de 100 richting in de hoek tussen de richting van rechtwalsen en dwars-walsen bisecteert.
30 De hiervoor genoemde en andere doelelnden, kenmerken en voordelen van de uitvinding zullen thans nader worden toegelicht aan de hand van de volgende beschrijving van voorkeursuitvoeringen onder verwijzing naar de tekening.
In de tekening -'ioont.
35 Fig.l de relatie tussen de normaal richting, de rich ting van het rechtwalsen (S.R.) en de richting van het dwars-walsen (X.R.), fig.2 de materiaalorientatie gedurende het rechtwalsen, 40 fig.3 de materiaalorientatie gedurende het dwars- 8204494 -4- walsen, fig,4 de techniek voor het voortbrengen van een mate-riaal met <1Z1> orientatie, fig.5 de techniek voor het voortbrengen van mate-5 riaal met <110 > orientatie, fig.6 de techniek voor het voortbrengen van materiaal· met <100> orientatie, en tonen de fig.7 tot en met 10 polaire figuren, waarin de textuur, voortgebracht door de processen, beschreven in de 10 voorbeelden 1 tot en met 4 is geillustreerd.
Volgens de uitvinding is het uitgangsmateriaal een nikkelbasis superlegeringspoeder. In het algemeen kan elke nikkelbasis superlegering worden gebruikt. Het brede samen-stellingsgebied van dergelijke legeringen is: 2-9% Al, 15 0-6% Ta, 0-16% Mo, 0-12% Ta, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Cr, 0-20% Co, 0-2% V, 0-5% Re, met als balans in wezen nikkel.
Er kunnen verder nog spore ingredienten aanwezig zijn, omvattende 0-0,3% C, 0-0,5% Hf, 0-0,3% Zr, 0-0,3% B en 0-1% Y. Deze legeringen worden verwerkt volgens een me-20 thode, die zorgt voor een homogeen warmwerkbaar materiaal. Het uitgangsmateriaal moet homogeen, dicht en warmwerk-baar zijn. E§n methode is om superlegeringspoeder te ver-stevigen, bijvoorbeeld door warn isostatisch persen (HIP) of door warme extrusie. Een andere methode is om uit te 25 gaan van een grote lichaam, bij voorkeur een fijnkorrelig gietstuk. Indien de poedermethode wordt gebruikt, moet men er zorg voor dragen, dat verontreiniging van het poeder wordt voorkomen, en moet het poeder bij voorkeur worden gehouden en gehanteerd onder inerte condities, welke oxyda-30 tie van de poederdeeltjes voorkomen. Het poeder wordt ver-volgens gecompacteerd voor het vormen van een voorwerp van geheel theoretische dichtheid. De compacteringsmethode bli'j)ct niet-kritisch te zijn voor het succes van de uitvinding. Kenmerkend is warm isostatisch persen toegepast.
35 Het poeder wordt verzegeld in een geevacueerde roestvrij stalen bus. Kenmerkende compacteringscondities zijn gas-drukken van ongeveer 103,42 MPa en temperaturen van onge-veer 1149-1232°C gedurende een tijd van ongeveer 2 uur, gevolgd door een ovenkoeling. Warme extrusiemethoden zijn 40 eveneens met succes gebruikt. Kenmerkende extrusiecondities 8204494 -5- zijn temperaturen van 1204-1260°C en extrusieverhoudingen van hoger dan ongeveer 4:1- Het poeder wordt geplaatst in roestvrij stalen houder voorafgaand aan de extrusie.
Het -bewerkbare voorwerp wordt vervolgens warm gedefor-5 meerd voor het verkrijgen van een reductie in oppervlak van tenminste 40% en bij voorkeur tenminste 55%. Dit warm deformeringsproces verbetert de geschiktheid voor het daar-opvolgend koud bewerken van het materiaal. Er is gebruik gemaakt van warmwalsen, maar andere processen zoals smeden 10 schijnen eveneens toepasbaar. Het proces, beschreven in het Amerikaanse octrooischrift 3.519.503, kan worden gebruikt, Het warm vervormen wordt uitgevoerd bij een temperatuur, die nabij maar minder dan de gamma prime solvus temperatuur van de legerlng is, kenmerkend 1177-1246°C. Indien warm-15 walsen wordt toegepast, worden de initiele warmwalsdoor- voeringen bij voorkeur uitgevoerd aan het hoge eind van het temperatuurgebied en met relatief weinig volumevermindering per doorvoering' (dat wil zeggen 5%). Verder doorvoeringen kunnen met grotere reducties (dat wil zeggen 15%) worden 20 uitgevoerd, en de temperatuur kan daarbij afnemen naar het onderste einde van het gebied. Het voorwerp wordt tussen doorvoeringen opnieuw verhit naarmate dit gewenst is ten-einde de legering binnen het gewenste temperatuurtraject te houden. Aan het eind van de warmbewerkingsstap kan men 25 het materiaal in de bewerkte toestand laten en het laten koelen aan lucht.
De volgende stap is die, welke het meest belangrijk is voor het ontwikkelen van de gewenste textuur. Dit is een tweetraps walsoperatie, die wordt aangeduid als koudwalsen, 30 maar kan worden uitgevoerd bij temperaturen van tot ongeveer 650°C. Deze stap zal duidelijk worden onder verwijzing naar fig.l, waarin de strook getoond is voorafgaand aan de koud-wals bewerking, en waarin drie orthogonale assen, SR, XR en ND aangegeven zijn. De koudwals bewerking omvat twee 35 stappen, in de eerste stap wordt het walsen uitgevoerd in de SR (rechtwalsen) richting en in de tweede stap vindt het walsen plaats in de XR (dwarswals) richting, dat wil zeggen onder een hoek van 90° ten opzlchte van de SR richting.
De twee stappen van de koudwals bewerking moeten zor-40 gen voor een totale reductie van meer dan 55% en meest pre- 8204494 -6- ferent meer dan 65%. De mate van vervorming wordt zodanig verdeeld over de twee koudwalsstappen, dat nominaal 75% van de vervorming optreedt in de initiele rechtwalsstap en 25% in de dwarswalsstap. Het is deze opeenvolging van 5 stappen,' welke zorgt voor de gewenste eindtextuur. De ken-merde reductie per doorvoering is 1-2% en de totale reduc-tie tussen tussengelegen temperingen (bijvoorbeeld 1204°C gedurende 3 min.) is 8-15%. De verhouding tussen de stappen van het koude rechtwalsen en het koude dwars-10 walsen kan varieren van 80:20 tot 70:30.
Het resultaat van deze procedure is de ontwikkeling van een sterke (110) <112> plaat textuur. Dit betekent, dat een aanzienlijk aantal kristallen in de plaat zodanig georienteerd zijn, dat zij (110) vlakken hebben evenwijdig 15 aan het plaatoppervlak en <112·> richtingen, die evenwijdig zijn aan de SR richting. Van-zelfsprekend zal in een willekeurige plaat een bepaald aantal kristallen voldoen aan deze kriteria. In platen, bewerkt volgens de voorgaande methode, bedraagt het aantal kristallen, dat aan deze 20 kriteria voldoet, evenwel tenminste 4x en gewoonlijk ten-minste 6x zo veel als te verwachten is in het willekeurige geval.
Er is gevonden, dat de plaat van deze textuur zeer ontvankelijk is voor gerichte rekristallisatie voor het 25 voortbrengen van gerekristalliseerde platen, waarvan de orientatie verschillend is van de oorspronkelijke textuurU, en welke bruikbaar zijn voor de vervaardiging van super-legeringsvoorwerpen zoals beschreven in het Amerikaanse octrooischrift 3.872.563, De hiervoor beschreven <110 y 30 <112 > plaat textuur kan worden gebruikt voor het produ- ceren van gericht gerekristalliseerde materialen met 6f de <100> , <110> of <111> richting als overheersende richting in de plaat. De uitdrukking "gerichte rekristallisatie" wordt enigszins ruim gehanteerd en er wordt feite-35 lijk aangenomen, dat hetgeen gebeurd, nauwkeuriger kan worden beschreven als gerichte abnormale kristalgroei. Dat wil zeggen, het lijkt waarschijnlijk, dat bepaalde aanwezige kristallen groeien ten koste van andere aanwezige kristallen in plaats van het geval van werkelijke gerichte rekristal-40 lisatie, waarbij nieuwe kristallen zouden worden genucle- 8204494 -7- eerd en groeten ten koate van de bestaande kristallen. Onge-acht hun oorsprong schijnt het, dat verschillen in de kristalgroeisnelheid tussen concurerende kristallen de waargenomen textuur produceerd.
5 Er zijn drie primaire kristalrichtingen in het cubische systeem: de <100> , de <110? en de <111? , welke respektievelijk een rand van de eenheidscel, het diagonaalvlak Van de eenheidscel eh een diagonaal, die loopt tussen tegenover gelegen hoeken en gaat door het 10 centrum van de cel, representeren. De <100? orientatie heeft een lage elasticiteitsmodulus en daarom zullen tur-bine-onderdelen, waarvan de hoofdas samenvalt met een <100 > as, resistent zijn tegen thermische vermoeiing.
Verder heeft de <111> richting een hoge elasticiteits-15 modulus, en voorwerpen, die deze richting evenwijdig heb-ben aan de primaire spanningsrichting, zijn resistent tegen hoge cyclische vermoeiing. Dankzij de uitvinding en haar vermogen om materiaal te produceren met deze ver-sehillend® oriintaties, wordt een hoge graad van flexibili-20 teit besahikbaar gesteld aan de ontwerper van turbine-onderdelen.
De methode voor het voortbrengen van platen met deze assen gelegen in het vlak van de plaat is getoond in de fig.4, 5 en 6. Fig.4 toont, dat het doorvoeren van de 25 plaat door een warmtegradient zodanig, dat de richting van de gradient evenwijdig is aan de XR-as, resulteert in een plaat, bestaande uit langwerpige kristallen, waarvan de lengteas de <111> richting is. Zoals getoond in de figuur, wat de SR righting van de plaat de <110? richting van de 30 langwerpige kristallen, terwijl de oorspronkelijke normaal-richting van de plaat de <112> as van de langwerpige kristallen omvat. Op overeenkomstige wijze toont fig.5, dat, indien de plaat wordt gevoerd door de warmtegradient zodanig, dat de SR as evenwijdig is aan de verplaatsings-35 richting door de warmtegradient, de kristallen een as heb-ben van <110> en een <110> as in de XR richting ligt en een <100> as in de ND richting. De procedure, getoond in fig.6, verschilt in geringe mate daarin, dat de plaat gaat door de warmtegradient volgens een as, die de SR en XR 40 richtingen bisecteert, met als gevolg, dat de <100> $204 484 -8- richting loopt volgens de lengte van de kristallen, terwijl de twee orthogonale assen van het <100> type zijn.
Kenmerkend moet de vereiste warmtegradient een steil-heid hebben van tenminste ongeveer 55°C gemeten bij de 5 gamma prime solvus temperatuur van de legering. Het warme einde van de gradient is hoger dan de gamma prime solvus temperatuur, maar mag vanzelfsprekend niet hoger zijn dan de beginsmelttemperatuur van de legering. Kenmerkende doorvoersnelheden door de gradient lopen van 3,2-101 mm 10 per uur.
De uitvinding zal thans verder worden toegelicht onder verwijzing naar de volgende voorbeelden, die niet beperkend, maar uitsluitend illustratief bedoeld zijn. Voorbeeld I
15 1. Samenstelling: - 14,4% Mo, 6,25% W, 6,8% Al, 0,04% C, balans Ni.
2. Poederafmeting:- 0,1777 mm.
3. Verstevigingsmethode - Warm Isostatisch Persen (H.I.P) bij 1232°C en 103,42 MPa druk gedurende 2 uur.
20 4. Warm bewerken- door walsen bij 1204°C tot 60% reductie.
5. Koudwalsen - totale reductie 65% a. koud recht gewalst b. koud dwars gewalst verhouding van koud recht rollen tot koud dwars rol-25 len=7.5:25, tussengelegen temperingen bij 1204°C.
6. Resulterende textuur - singular (110) <112> , 7x wille-keurig, zoals getoond in fig.7.
7. Gerichte rekristallisatie (39°C/cm gradient, gemeten bij gamma prime solvus temperatuur).
30 a. D.R. evenwijdig aan koud dwarswalsrichting bij 6,35 mm/uur - resultaat - (112) in vlak van plaat,<111? axiale orientatie.
b. D.R. evenwijdig aan koud rechtalsrichting bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in vlak van plaat, <110? 35 in axiale richting.
c. D.R. in richting, welke de richtingen van het koud rechtwalsen met koud dwarswalsen bisecteert (45° as) bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in vlak plaat, <100> in axiale richting.
40 8204494 -9-
Voorbeeld II
1. S aniens telling - 9,0% Cr, 5,0% Al, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12% Wr 1,0% Jib, 0,15% C, 0,015% B, 0,05% Zr (legering MAR-M200) balans Ni.
5 2. Poederafmeting: - 0,177 mm 3. Verstevigingsmethode - extrusie bij 1066°C met een extrusieverhouding van 6,8:1.
4. Warrabewerkan :door isothermisch smeden bij 1121°C, vervormingssnelheid van 0,1 min."*1, 60% totale vervorming.
10 5. Koudwalsen — totale reductie 60% a. koud rechtwalsen b. koud dwarswalsen verhouding van koud rechtwalsen tot koud dwarswalsen = 75:25, tussengelegen temperingen bij 1149°C.
15 6. Resulterende textuur - singulier (110) <112>, 4,7 x toevalsverdeling, zoals getoond in fig.8.
7. Gerichte rekristallisatie nog niet ge-evalueerd.
Voorbeeld III
1. Samenstelling - 9,0% Cr, 7,0% Al, 9,5% W, 3,0% Ta, 20 1,0% Mo. balans Ni.
2. Poederafmeting: - 0,177 mm.
3. Verstevigingsmethode - warm isostatisch persen (HIP) bij 1232°C en een druk van 103,42 MPa gedurende 2 uur.
4. Warm bewerken - door walsen bij 1204°C tot 60% reductie.
25 5.. Koudwalsen - totale reductie 65% a. koud recht gewalst b. koud dwars gewals verhouding van koud rechtwalsen tot koud dwarswalsen = 75:25, tussengelegen temperingen bij 1204°C.
30 6. Resulterende textuur - singulier '(110) <112> , 12 x toevalsverdeling, zoals getoond in fig.9.
7. Gerichte rekristallisatie (39°C/cm gradient gemeten bij gamma prime solvus temperatuur) a. D.R, evenwijdig aan richting van koud dwarswalsen 35 bij 6,35 mm/uur - resultaat - (112) in vlak van pleat, <111*7 axiale orientatie.
b. D.R. evenwijdig aan richting van koud rechtwalsen bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in het vlak van de plaat, <110> in axiale richting.
40 c. D.R. in richting, welke de richtingen van het koud 8204494 -10- rechtwalsen en het koud dwarswalsen bisecteert (45° as) bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in het vlak van de plaat, <100^ in axiale richting.
Voorbeeld IV
5 1. Samenstelling - 9,0% Cr, 6,5% Al, 9,5% W, 1,6% Ta, ‘ 1,0% Mo, 0,8% Nb, 0,05% C, 0,01% B, 0,1% Zr, balans Ni.
2. Poederafmeting : - 0,177 mm 3. Verstevigingsmethode - warm isostatisch persen (HIP) 10 bij 1232°C en een druk van 103,43 MPa gedurende 2 uur.
4. Warm bewerken - door walsen bij 1204°C tot 60% reduc-tie.
5. Koudwalsen - totaXe reductie 65% a. koud recht gewalst 15 b. koud dwars gewalst verhouding van koud rechtwalsen tot koud dwarswalsen = 75:25, tussengelegen temperingen bij 1204°C.
6. Resulterende textuur - singulier (110) <112> , 8 x toevalsverdeling, zoals getoond in fig.10.
20 7. Gerichte rekristallisatie (39°C/cm gradient, gemeten bij gamma prime solvus temperatuur) a. D.R. evenwijdig aan de richting van het koud dwarswalsen bij 6,35 mm/uur - resultaat - (112) in het vlak van de plaat, <111> axiale orientatie.
25 b. D.R. evenwijdig aan de richting van het koud recht walsen bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in vlak van de plaat, <110> in axiale richting.
c. D.R. in de richting, welke de richtingen van het koud rechtwalsen en het koud dwarswalsen bisecteert 30 (45° as), bij 16-51 mm/uur - resultaat - (100) in het vlak van de plaat, <100> in axiale richting.
Hoewel de uitvinding in het bovenstaande is beschre-ven en toegelicht aan de hand van voorkeursuitvoeringen, zal het de vakman duidelijk zijn, dat tal van veranderingen 35 in vorm en detail mogelijk zijn zonder daardoor te treden buiten het kader van de uitvinding.
-conclusies- 8204494

Claims (7)

1. Nikkelbasis superlegeringsplaat, met h e t k e n m e r k, dat deze een (110) <112 > singulieie textuur bezit met een sterkte van tenminste 4 x toevalsverdeling.
2. Plaat volgens conclusie 1, m e t het k e n m e r k, 5 dat deze een textuursterkte heeft van tenminste 6x toevals- verdeiing.
3. Gericht gerekristalliseerde nikkelbasis superlegeringsplaat , met het k e n m e r k, dat deze georien- 10 teerde Xangwerpige kristaXXen heeft met de <11£> richting paraXXei aan de Xengte-as van de kristaXXen.
4. Gericht gerekristalliseerde nikkeisuperiegeringspiaat, met het kenmerk, dat deze gerichte Xangwerpige 15 kristaXXen heeft met de <110> richting evenwijdig aan de Xengte-as.
5. Gericht gerekristalliseerde nikkelsuperlegeringsplaat, met h e t k e n m e r k, dat deze georienteerde 20 langwerpige kristallen heeft met de <100> richting parallel aan de Xengte-as.
6. Werkwijze voor het voortbrengen van een nikkelsuperlegeringsplaat volgens conclusie 3-met gerichte, langwerpige 25 kristallen, waarvan de lengte-as in wezen korrespondeert met de <111> richting, gekenmerkt door de vol-gende stappen: a. het verschaffen van een getextureerde nikkelsuperlegeringsplaat met een (110) <112> plaat textuur, 30 waarbij de <112> as in wezen korrespondeert met de richting van het (recht) walsen, en b. het voeren van de plaat over een warmtegradient, waarvan het warme einde hoger is dan de rekristal-lisatietemperatuur van de legering, teneinde ge- 35 richte rekristallisatie te effectueren, 8204484 -12- waarbij de: result er ende'. plaat langwerpige kristallen heeft, waarvan de lengte-as een eerste <110> richting is met een tweede <110> richting gelegen in de plaat en een <100> orientatie loodrecht op de plaat, waarbij de tweede <110> 5 richting en de <100> richting orthogonaal zijn ten opzichte van de eerste <110> richting.
7.Werkwijze voor het voortbrengen van een getextureerd superlegeringsvoorwerp, gekenmerkt door de vol-10 gende stappen: a. het verschaffen van een warmbewerkbaar superlege-ringsvoorwerp van volledige dichtheid, b« het warm bewerken van het voorwerp bij een tempera-tuur nabij de gamma prime solvus, 15 c. het koudwalsen van het materiaal over een speciale richting met tussengelegen temperingen, d. het koud bewerken van het materiaal in de richting 90° verdraaid ten opzichte van de richting, ge-bruikt in stap c met tussengelegen temperingen, 20 waarbij de totale reductie in de stappen c en d hoger is dan 50%, en de verhouding van reducties in de stappen c en d ligt in het gebied van 70:30 tot 80:20. 8204494
NLAANVRAGE8204494,A 1981-11-27 1982-11-19 Werkwijze voor het voortbrengen van een gerichte textuur in nikkelsuperlegeringsplaten. NL189678C (nl)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US06/325,248 US4518442A (en) 1981-11-27 1981-11-27 Method of producing columnar crystal superalloy material with controlled orientation and product
US32524881 1981-11-27

Publications (2)

Publication Number Publication Date
NL8204494A true NL8204494A (nl) 1983-06-16
NL189678C NL189678C (nl) 1993-06-16

Family

ID=23267066

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
NLAANVRAGE8204494,A NL189678C (nl) 1981-11-27 1982-11-19 Werkwijze voor het voortbrengen van een gerichte textuur in nikkelsuperlegeringsplaten.

Country Status (17)

Country Link
US (1) US4518442A (nl)
JP (1) JPS5896845A (nl)
AU (1) AU558195B2 (nl)
BE (1) BE895059A (nl)
BR (1) BR8206836A (nl)
CA (1) CA1192477A (nl)
CH (1) CH655951A5 (nl)
DE (1) DE3242607A1 (nl)
ES (1) ES517721A0 (nl)
FR (1) FR2519350B1 (nl)
GB (1) GB2110241B (nl)
IL (1) IL67348A (nl)
IT (1) IT1154576B (nl)
NL (1) NL189678C (nl)
NO (1) NO156092C (nl)
SE (1) SE462803B (nl)
ZA (1) ZA828523B (nl)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4522664A (en) * 1983-04-04 1985-06-11 General Electric Company Phase stable carbide reinforced nickel-base superalloy eutectics having improved high temperature stress-rupture strength and improved resistance to surface carbide formation
US4554414A (en) * 1983-04-28 1985-11-19 Harman International Industries Incorporated Multi-driver loudspeaker
US4499155A (en) * 1983-07-25 1985-02-12 United Technologies Corporation Article made from sheet having a controlled crystallographic orientation
GB2153845A (en) * 1984-02-07 1985-08-29 Inco Alloys Products Limited Production of superalloy sheet
US4702782A (en) * 1986-11-24 1987-10-27 United Technologies Corporation High modulus shafts
CH671583A5 (nl) * 1986-12-19 1989-09-15 Bbc Brown Boveri & Cie
GB2235697B (en) * 1986-12-30 1991-08-14 Gen Electric Improved and property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles.
US4781772A (en) * 1988-02-22 1988-11-01 Inco Alloys International, Inc. ODS alloy having intermediate high temperature strength
JPH0225537A (ja) * 1988-07-15 1990-01-29 Natl Res Inst For Metals 超塑性耐熱Ni基合金鍛造物とその製造方法
US4932974A (en) * 1989-07-06 1990-06-12 Pappas Michael J Prosthetic device with predetermined crystal orientation
US5820700A (en) * 1993-06-10 1998-10-13 United Technologies Corporation Nickel base superalloy columnar grain and equiaxed materials with improved performance in hydrogen and air
FR2722510B1 (fr) * 1994-07-13 1996-08-14 Snecma Procede d'elaboration de toles en alliage 718 et de formage superplastique de ces toles
US5725692A (en) * 1995-10-02 1998-03-10 United Technologies Corporation Nickel base superalloy articles with improved resistance to crack propagation
US5682747A (en) * 1996-04-10 1997-11-04 General Electric Company Gas turbine combustor heat shield of casted super alloy
DE19624055A1 (de) * 1996-06-17 1997-12-18 Abb Research Ltd Nickel-Basis-Superlegierung
DE10100790C2 (de) * 2001-01-10 2003-07-03 Mtu Aero Engines Gmbh Nickel-Basislegierung für die gießtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile
US7338259B2 (en) * 2004-03-02 2008-03-04 United Technologies Corporation High modulus metallic component for high vibratory operation
US20050227106A1 (en) * 2004-04-08 2005-10-13 Schlichting Kevin W Single crystal combustor panels having controlled crystallographic orientation
US7378132B2 (en) * 2004-12-14 2008-05-27 Honeywell International, Inc. Method for applying environmental-resistant MCrAlY coatings on gas turbine components
US20070095441A1 (en) * 2005-11-01 2007-05-03 General Electric Company Nickel-base alloy, articles formed therefrom, and process therefor
US8708659B2 (en) 2010-09-24 2014-04-29 United Technologies Corporation Turbine engine component having protective coating
US9551049B2 (en) 2012-08-28 2017-01-24 United Technologies Corporation High elastic modulus shafts and method of manufacture
US10370984B2 (en) * 2013-12-06 2019-08-06 United Technologies Corporation Aluminum alloy airfoil with designed crystallographic texture
US10920595B2 (en) 2017-01-13 2021-02-16 General Electric Company Turbine component having multiple controlled metallic grain orientations, apparatus and manufacturing method thereof
CN108588498B (zh) * 2018-05-30 2020-04-07 哈尔滨理工大学 一种镍基梯度材料及选区激光熔化法制备镍基梯度材料的方法
CN110592506B (zh) * 2019-09-29 2020-12-25 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种gh4780合金坯料和锻件及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3346427A (en) * 1964-11-10 1967-10-10 Du Pont Dispersion hardened metal sheet and process
NL171309C (nl) * 1970-03-02 1983-03-01 Hitachi Ltd Werkwijze voor de vervaardiging van een halfgeleiderlichaam, waarbij een laag van siliciumdioxyde wordt gevormd op een oppervlak van een monokristallijn lichaam van silicium.
US4002503A (en) * 1970-09-29 1977-01-11 Johnson, Matthey & Co., Limited Treatment of metals and alloy
GB1381859A (en) * 1971-05-26 1975-01-29 Nat Res Dev Trinickel aluminide base alloys
US3787205A (en) * 1972-05-30 1974-01-22 Int Nickel Co Forging metal powders
US3992161A (en) * 1973-01-22 1976-11-16 The International Nickel Company, Inc. Iron-chromium-aluminum alloys with improved high temperature properties
GB1449273A (en) * 1973-07-25 1976-09-15 Gen Electric Heat treatment of alloys
US3975219A (en) * 1975-09-02 1976-08-17 United Technologies Corporation Thermomechanical treatment for nickel base superalloys
US3982973A (en) * 1975-12-11 1976-09-28 The International Nickel Company, Inc. Cube textured nickel
US4129464A (en) * 1977-08-24 1978-12-12 Cabot Corporation High yield strength Ni-Cr-Mo alloys and methods of producing the same

Also Published As

Publication number Publication date
ES8404712A1 (es) 1984-05-16
IT1154576B (it) 1987-01-21
BE895059A (fr) 1983-03-16
SE8206694D0 (sv) 1982-11-24
IL67348A0 (en) 1983-03-31
NL189678C (nl) 1993-06-16
NO156092B (no) 1987-04-13
ZA828523B (en) 1983-09-28
JPS5896845A (ja) 1983-06-09
AU9077382A (en) 1983-06-02
IT8224402A0 (it) 1982-11-24
GB2110241B (en) 1985-09-18
CH655951A5 (de) 1986-05-30
AU558195B2 (en) 1987-01-22
SE8206694L (sv) 1983-05-28
DE3242607A1 (de) 1983-06-01
SE462803B (sv) 1990-09-03
FR2519350B1 (fr) 1985-09-06
US4518442A (en) 1985-05-21
FR2519350A1 (fr) 1983-07-08
IL67348A (en) 1986-04-29
DE3242607C2 (nl) 1988-09-15
JPH0118988B2 (nl) 1989-04-10
IT8224402A1 (it) 1984-05-24
GB2110241A (en) 1983-06-15
NO156092C (no) 1987-07-29
CA1192477A (en) 1985-08-27
NO823951L (no) 1983-05-30
BR8206836A (pt) 1983-10-04
ES517721A0 (es) 1984-05-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
NL8204494A (nl) Werkwijze voor het voortbrengen van stengelkristal superlegeringsmateriaal met beheerste orientatie.
US3975219A (en) Thermomechanical treatment for nickel base superalloys
EP1111078B1 (en) High strength aluminium alloy
EP3263722B1 (en) Methods for preparing superalloy articles and related articles
WO2019172000A1 (ja) Ni基超耐熱合金の製造方法およびNi基超耐熱合金
JPH0457417B2 (nl)
EP0726333B1 (en) Making ni-base superalloys
US5470371A (en) Dispersion strengthened alloy containing in-situ-formed dispersoids and articles and methods of manufacture
US10919082B2 (en) Cast components and manufacture and use methods
US7608172B2 (en) High-purity ferromagnetic sputter targets and method of manufacture
Chu et al. The influence of microstructure on work hardening in aluminum
Shajari et al. Effect of solution temperature of rejuvenation heat treatment on the stability of γ′ precipitates in Ni-base superalloy IN738LC during long-term heating
US4514360A (en) Wrought single crystal nickel base superalloy
Murr et al. Electron-beam additive manufacturing of high-temperature metals
JP2019183263A (ja) 冷間加工用Ni基超耐熱合金素材
JP4477875B2 (ja) 高純度アルミニウム・スパッタリング・ターゲット
Valitov Nickel alloys structure and properties control by deformation-thermal treatment in solid state
WO2017175569A1 (ja) チタン板、熱交換器用プレートおよび燃料電池用セパレータ
JPH04228533A (ja) ニッケル基スーパーアロイ
US4499155A (en) Article made from sheet having a controlled crystallographic orientation
JP2016108652A (ja) チタン板、熱交換器用プレートおよび燃料電池用セパレータ
Buckman Jr et al. Precipitation strengthened tantalum base alloys
US20050183797A1 (en) Fine grained sputtering targets of cobalt and nickel base alloys made via casting in metal molds followed by hot forging and annealing and methods of making same
TWI796118B (zh) 鈦合金板及鈦合金捲材暨鈦合金板之製造方法及鈦合金捲材之製造方法
JPH09228008A (ja) 高温での形状安定性に優れたFe−Cr−Al系鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
A85 Still pending on 85-01-01
BA A request for search or an international-type search has been filed
BB A search report has been drawn up
BC A request for examination has been filed
V4 Discontinued because of reaching the maximum lifetime of a patent

Effective date: 20021119