NO148523B - HEAT-TREATED REMOVAL OF A NICKEL SUPPLY AND PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF THE SAME - Google Patents
HEAT-TREATED REMOVAL OF A NICKEL SUPPLY AND PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF THE SAMEInfo
- Publication number
- NO148523B NO148523B NO781787A NO781787A NO148523B NO 148523 B NO148523 B NO 148523B NO 781787 A NO781787 A NO 781787A NO 781787 A NO781787 A NO 781787A NO 148523 B NO148523 B NO 148523B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- heat
- alloys
- single crystal
- Prior art date
Links
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 36
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 title claims description 17
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 54
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 54
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 20
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 18
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 10
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 9
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 9
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 7
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 7
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 6
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 6
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 6
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 4
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 4
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 239000003870 refractory metal Substances 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 229910000905 alloy phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003321 amplification Effects 0.000 description 1
- VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N chromium nickel Chemical compound [Cr].[Ni] VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 1
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003623 enhancer Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 229910001120 nichrome Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003199 nucleic acid amplification method Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 230000004580 weight loss Effects 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-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
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-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
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Treatments For Attaching Organic Compounds To Fibrous Goods (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører en varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering, for anvendelse fortrinnsvis ved høyere temperatur. The present invention relates to a heat-treated article of a nickel superalloy, for use preferably at a higher temperature.
Oppfinnelsen vedrører også en fremgangsmåte til fremstilling av gjenstanden. The invention also relates to a method for producing the object.
Området nikkelsuperlegeringer er i mange år blitt studert The area of nickel superalloys has been studied for many years
i stor utstrekning, og som et resultat av dette er det meddelt mange patenter på området. En del av disse vedrører legeringer hvor tilsetning av kobolt, karbon, bor eller zirkonium ikke er tilsiktet eller er valgfri, se US-patentskrifter 2.621.122, 2.781.264, 2.912.323, 2.994.605, 3.046.108, 3.166.412, 3.188.402, 3.287.110, 3.304.176 samt 3.322.574. Disse patentskrifter ved-rører ikke enkeltkrystallutførelser. to a large extent, and as a result many patents have been granted in the area. Some of these relate to alloys where the addition of cobalt, carbon, boron or zirconium is not intended or is optional, see US patents 2,621,122, 2,781,264, 2,912,323, 2,994,605, 3,046,108, 3,166,412 , 3,188,402, 3,287,110, 3,304,176 and 3,322,574. These patent documents do not relate to single crystal designs.
Fra US-patentskrift 3.494.709 er det kjent bruk av gjenstander av enkeltkrystaller i gassturbinmotorer, og ønskelig-heten av å begrense visse stoffer, såsom bor og zirkonium, til lave nivåer blir diskutert. From US patent 3,494,709 the use of single crystal articles in gas turbine engines is known, and the desirability of limiting certain substances, such as boron and zirconium, to low levels is discussed.
Begrensning av karbon til lavt innhold i gjenstander av enkeltkrystallsuperlegeringer blir diskutert i US-patentskrift 3.567.526. Limiting carbon to low content in single crystal superalloy articles is discussed in US Patent 3,567,526.
US-patentskrift 3.915.761 vedrører en gjenstand av en enkeltkrystallnikkelsuperlegering, fremstilt ved hjelp av en fremgangsmåte som gir en hyperfin, dendrittisk struktur. Som et resultat av strukturens finhetsgrad kan gjenstanden homogeni-seres på forholdsvis kort tid. US Patent 3,915,761 relates to an article of a single crystal nickel superalloy, produced by a process which produces a hyperfine dendritic structure. As a result of the fineness of the structure, the object can be homogenized in a relatively short time.
Konvensjonelle nikkelsuperlegeringer for fremstilling av slike deler er utviklet de siste 30 år. Normalt inneholder disse legeringer ca. 10% krom, primært for oksydasjonsbestandighet, aluminium og titan sammen ca. 5%, for dannelse av den forsterk-ende y'-fase, samt tungtsmeltelige metaller såsom molybden, wolfram, tantal og niob i mengder på ca. 5% som forsterkere i fast løsning. I prinsipp inneholder alle nikkelsuperlegeringer også ca. 0,1% karbon som funksjonerer som korngrenseforsterker og danner karbider som forsterker legeringen. Bor og zirkonium til-settes ofte i små mengder som korngrenseforsterkere. Conventional nickel superalloys for the production of such parts have been developed over the past 30 years. Normally these alloys contain approx. 10% chromium, primarily for oxidation resistance, aluminum and titanium together approx. 5%, for the formation of the reinforcing y'-phase, as well as hard-melting metals such as molybdenum, tungsten, tantalum and niobium in amounts of approx. 5% as amplifiers in solid solution. In principle, all nickel superalloys also contain approx. 0.1% carbon which functions as a grain boundary reinforcer and forms carbides which strengthen the alloy. Boron and zirconium are often added in small amounts as grain boundary enhancers.
Vanligvis fremstilles gassturbinblader ved støping, og Gas turbine blades are usually produced by casting, and
ved den mest anvendte støpemetode frembringes deler som har likeaksede, uorienterte korn. Det er kjent at metallers høytemperatur-egenskaper vanligvis er avhengig av korngrenseegenskapene, og det er således gjort anstrengelser for å forsterke disse grenser (f.eks. ved hjelp av de ovennevnte tilsetninger) eller for å minske eller eliminere korngrensene vinkelrett på delens hoved-spenningsakse. En måte å eliminere slike tverrgående grenser betegnes som retningsbestemt størkning og er kjent fra US-patent-skrif t 3.260.505. Virkningen av dette er å frembringe en orien-tert mikrostruktur av søyleformete korn hvis hovedakse er paral-lell med delens spenningsakse og som oppviser minst mulig antall eller ingen korngrenser vinkelrett mot delens spenningsakse. with the most used casting method, parts are produced that have equiaxed, unoriented grains. It is known that the high temperature properties of metals are usually dependent on the grain boundary properties, and thus efforts have been made to reinforce these boundaries (e.g. by means of the above additives) or to reduce or eliminate the grain boundaries perpendicular to the main stress axis of the part . A way to eliminate such transverse boundaries is referred to as directional solidification and is known from US patent document 3,260,505. The effect of this is to produce an oriented microstructure of columnar grains whose main axis is parallel to the part's stress axis and which exhibits the least possible number or no grain boundaries perpendicular to the part's stress axis.
En videreutvikling av dette er anvendelsen av enkeltkrystall-deler i gassturbinblader (se US-patentskrift 3.494.709). Den åpenbare fordel med enkeltkrystallbladet er fravær av korngrenser. I enkeltkrystaller er derfor korngrensene eliminert som potensielle svakheter, og enkeltkrystallens mekaniske egenskaper er således helt avhengig av materialets iboende mekaniske egenskaper . A further development of this is the use of single crystal parts in gas turbine blades (see US patent 3,494,709). The obvious advantage of the single crystal blade is the absence of grain boundaries. In single crystals, the grain boundaries are therefore eliminated as potential weaknesses, and the single crystal's mechanical properties are thus completely dependent on the material's inherent mechanical properties.
Tidligere ble det gjort store anstrengelser for å løse problemene med korngrensene ved tilsetning av elementet- som karbon, bor og zirkonium. Et annet problem som ble forsøkt unngått var utvikling av skadelige faser etter langvarig påvirkning av høye temperaturer (dvs. legeringsinstabilitet). Disse faser er av to generelle typer. Den ene, såsom o, er uønsket på grunn av dens skjøre natur, mens den annen, såsom u, er ønsket idet fasen binder store mengder tungtsmeltelige forsterkere av fast løsning, hvorved de resterende legeringsfaser svekkes. Disse faser benevnes topologisk tettpakkete faser, TCP-faser, og en av deres felles egenskaper er at de alle inneholder kobolt. Det finnes TCP-faser som kan dannes uten kobolt, men disse faser inneholder andre elementer, såsom silisium, som vanligvis ikke gjenfinnes i nikkelsuperlegeringer. Selv om en åpenbar forholds-regel for regulering av disse skadelige faser er å begrense eller fjerne koboltinnholdet, har dette ikke vist seg å være praktisk gjennomførbart i kjente legeringer for polykrystallinske utførel-ser. Problemet er at dersom koboltinnholdet senkes eller fjernes forbinder karbonet seg fortrinnsvis med de tungtsmeltelige metaller og danner M^-karbider, hvor M er metall, som er skadelige for materialets egenskaper idet de utarmer legeringens tungtsmeltelige forsterkningselement. In the past, great efforts were made to solve the problems with grain boundaries by adding elements such as carbon, boron and zirconium. Another problem that was tried to be avoided was the development of harmful phases after prolonged exposure to high temperatures (ie alloy instability). These phases are of two general types. One, such as o, is undesirable due to its brittle nature, while the other, such as u, is desired as the phase binds large amounts of hard-melting solid solution reinforcers, thereby weakening the remaining alloy phases. These phases are called topologically close-packed phases, TCP phases, and one of their common characteristics is that they all contain cobalt. There are TCP phases that can be formed without cobalt, but these phases contain other elements, such as silicon, which are not usually found in nickel superalloys. Although an obvious rule of thumb for regulating these harmful phases is to limit or remove the cobalt content, this has not proven to be practically feasible in known alloys for polycrystalline designs. The problem is that if the cobalt content is lowered or removed, the carbon preferentially combines with the refractory metals and forms M^ carbides, where M is metal, which are harmful to the material's properties as they deplete the alloy's refractory strengthening element.
Fra US-patentskrift 3.567.526 er det kjent at karbon kan fjernes helt fra enkeltkrystallgjenstander fra superlegeringer og at dette gir forbedrede utmattingsegenskaper. From US patent 3,567,526 it is known that carbon can be completely removed from single crystal objects from superalloys and that this gives improved fatigue properties.
I gjenstander av enkeltkrystaller uten karbon finnes det In objects of single crystals without carbon it is found
to viktige forsterkningsmekanismer. Den viktigste er den inter-metalliske y'-fase, Ni^ (Al, Ti). I moderne nikkelsuperlegeringer kan y'-fasen forekomme i mengder på 60 volumprosent. Den andre forsterkningsmekanisme er den forsterkning i fast løsning som frembringes i nærvær av tungtsmeltelige metaller, såsom wolfram og molybden, i grunnmassen av nikkel i fast løsning. Ved en y'-fraksjon med konstant volum kan store variasjoner i dennes forsterkningseffekt oppnås ved å variere y'-utfellingspartiklenes størrelse og morfologi, y'-fasen kjennetegnes ved en solvustem-peratur over hvilken fasen oppløses i grunnfasen. I mange støpte legeringer befinner imidlertid y'-solvustemperaturen seg over den begynnende smeltetemperatur, slik at det er umulig å effek-tivt løse opp y'-fasen uten en begynnende smelting. Oppløsning av y' er den eneste måte hvorved morfologien til y'-fasen i støpt form kan modifiseres, slik at i mange kommersielle nikkelsuperlegeringer er y<1->morfologien begrenset til den morfologi som oppnås ved den opprinnelige støpeprosess. Den andre forsterkningsmekanisme, forsterkning i fast løsning, er mest effektiv når forsterkningselementene i fast løsning er jevnt fordelt i grunnmassen i fast løsning av nikkel. Også i dette tilfelle minskes forsterkningens effekt på grunn av støpnings- og størkningspro-sessens natur. Praktiske nikkelsuperlegeringer størkner i et bredt temperaturområde. Størkningsprosessen omfatter dannelse av dendritter med høyt smeltepunkt og etterfølgende størkning av den interdendrittiske væske ved lavere temperatur. Størkningen fører til vesentlige strukturelle inhomogeniteter i hele mikro-strukturen. Det er teoretisk mulig å homogenisere en slik mikrostruktur ved oppvarming slik at diffusjon følger, men i praksis er den maksimale homogeniseringstemperatur, som begrenses av den begynnende smeltetemperatur, altfor lav til å muliggjøre two important reinforcement mechanisms. The most important is the inter-metallic y'-phase, Ni^ (Al, Ti). In modern nickel superalloys, the y' phase can occur in amounts of 60% by volume. The second strengthening mechanism is the strengthening in solid solution which is produced in the presence of refractory metals, such as tungsten and molybdenum, in the base mass of nickel in solid solution. With a y'-fraction of constant volume, large variations in its amplification effect can be achieved by varying the size and morphology of the y'-precipitation particles, the y'-phase is characterized by a solvus temperature above which the phase dissolves into the basic phase. In many cast alloys, however, the y'-solvus temperature is above the starting melting temperature, so that it is impossible to effectively dissolve the y'-phase without an incipient melting. Dissolution of y' is the only way by which the morphology of the y' phase in cast form can be modified, so that in many commercial nickel superalloys the y<1->morphology is limited to the morphology obtained by the original casting process. The second strengthening mechanism, strengthening in solid solution, is most effective when the strengthening elements in solid solution are evenly distributed in the base mass in solid solution of nickel. In this case too, the effect of the reinforcement is reduced due to the nature of the casting and solidification process. Practical nickel superalloys solidify in a wide temperature range. The solidification process includes the formation of dendrites with a high melting point and subsequent solidification of the interdendritic liquid at a lower temperature. The solidification leads to significant structural inhomogeneities in the entire micro-structure. It is theoretically possible to homogenize such a microstructure by heating so that diffusion follows, but in practice the maximum homogenization temperature, which is limited by the initial melting temperature, is far too low to enable
homogenisering i større utstrekning i løpet av rimelige tids-intervaller. homogenization to a greater extent during reasonable time intervals.
Gjenstanden ifølge oppfinnelsen er kjennetegnet ved at The object according to the invention is characterized in that
den har følgende sammensetning i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co og resten Ni, samt at gjenstanden er fri for indre korngrenser og har en gjennomsnittlig y'-partikkelstørrelse på mindre enn 0,5 um. it has the following composition in wt%: 8-12% Cr, 4.5-5.5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co and the rest Ni , and that the object is free of internal grain boundaries and has an average y' particle size of less than 0.5 µm.
Innenfor disse grenser er visse sammensetninger å fore-trekke. Summen av W og Ta er fortrinnsvis minst 15,5% for å mulig-gjøre adekvat forsterkning i fast løsning og særlig god sigefast-het ved høy temperatur. Et Ta-innhold på minst 11% foretrekkes for oksydasjonsbestandighet. Elementene Al, Ti og Ta deltar i dannelsen av y'-fasen (Ni^Al, Ti, Ta), og for maksimal forsterkning ved hjelp av y'-fasen er det sammenlagte innhold av Al, Within these limits certain compositions are to be preferred. The sum of W and Ta is preferably at least 15.5% to enable adequate reinforcement in solid solution and particularly good seepage resistance at high temperature. A Ta content of at least 11% is preferred for oxidation resistance. The elements Al, Ti and Ta participate in the formation of the y'-phase (Ni^Al, Ti, Ta), and for maximum reinforcement by means of the y'-phase the combined content of Al,
Ti og Ta fortrinnsvis minst 17,5%. Al og Ta er de elementer som Ten and Take preferably at least 17.5%. Al and Ta are the elements that
i første rekke danner y'-fasen, og forholdet Al/Ti må være over 2,5%, fortrinnsvis over 3,0%, for å muliggjøre adekvat oksydasjonsbestandighet. Minst 9% Cr skal finnes dersom gjenstanden skal anvendes under forhold hvor sulfidering er et problem. Den mindre tilsetning av Co bedrer også sulfideringsbestandigheten. primarily forms the y' phase, and the Al/Ti ratio must be above 2.5%, preferably above 3.0%, to enable adequate oxidation resistance. At least 9% Cr must be present if the object is to be used under conditions where sulphidation is a problem. The minor addition of Co also improves sulphidation resistance.
Legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen er fri for tilsiktede tilsetninger av C, B og Zr, selv om disse elementer kan forekomme som forurensninger. Legeringen har en begynnende smeltetemperatur på over 1260°C. således kan legeringen varme-bearbeides under forhold som tillater oppløsning av Y'_fasen uten begynnende smelting. Samtidig muliggjør den høye begynnende smeltetemperatur stort sett fullstendig homogenisering av legeringen i løpet av rimelig tid. Legeringens høye begynnende smeltetemperatur er et resultat av fravær av C, B og Zr. Det lave Co-innhold hemmer dannelsen av skadelige TCP-faser, som således ikke dannes selv etter lengre tid ved høy temperatur, f.eks. The alloy in the object according to the invention is free of intentional additions of C, B and Zr, although these elements may occur as impurities. The alloy has an initial melting temperature of over 1260°C. thus, the alloy can be heat-worked under conditions that allow dissolution of the Y' phase without incipient melting. At the same time, the high initial melting temperature enables almost complete homogenization of the alloy within a reasonable time. The alloy's high initial melting temperature is a result of the absence of C, B and Zr. The low Co content inhibits the formation of harmful TCP phases, which thus do not form even after a long time at high temperature, e.g.
500 timer ved enten 871, 982 eller 1093°C. Dessuten har legeringene gode utmattingsegenskaper idet dannelsen av skadelige karbid-partikler hindres. De tungtsmeltelige metaller som vanligvis forbinder seg med karbon eller utfelles ved dannelsen av TCP-fase, forblir i fast løsning og resulterer.i en legering med eksepsjonelle mekaniske egenskaper. 500 hours at either 871, 982 or 1093°C. In addition, the alloys have good fatigue properties as the formation of harmful carbide particles is prevented. The refractory metals which usually combine with carbon or precipitate in the formation of the TCP phase remain in solid solution and result in an alloy with exceptional mechanical properties.
Fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen kjennetegnes ved The method according to the invention is characterized by
a) at det dannes en legering som inneholder i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co og resten a) that an alloy is formed which contains in % by weight: 8-12% Cr, 4.5-5.5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7 % Co and the rest
Ni, Nine,
b) at legeringen dannes til en enkeltkrystallgjenstand, samt b) that the alloy is formed into a single crystal object, as well as
c) at gjenstanden oppløsningsbehandles ved en temperatur c) that the object is solution treated at a temperature
på 1288-1316°C. at 1288-1316°C.
Ved oppløsningsbehandlingen kan y'-morfologien modifiseres og raffineres samtidig som vesentlig homogenisering av mikrostruk-turen i støpt form oppnås. Den oppnådde enkeltkrystallgjenstand får en mikrostruktur hvis typiske y'-partikkelstørrelse er ca. During the solution treatment, the y'-morphology can be modified and refined at the same time as substantial homogenization of the microstructure in cast form is achieved. The single crystal object obtained has a microstructure whose typical y' particle size is approx.
en tredjedel av y'-partikkelstørrelsen i materialet i støpt form, som normalt er. Samtidig er den varmebehandlede enkeltkrystall-mikrostruktur stort sett fri for strukturelle inhomogeniteter ,■ one third of the y' particle size in the material in cast form, which is normally. At the same time, the heat-treated single crystal microstructure is largely free of structural inhomogeneities
og denne jevne mikrostruktur i kombinasjon med den økte y'-solvus-temperatur muliggjør at gjenstanden ifølge oppfinnelsen utvikler en temperaturegenskap, som ved like mekaniske egenskaper er minst 170°C høyere enn temperaturegenskapen for sammenliknbare, kjente enkeltkrystallgjenstander, som er fremstilt av konvensjonelle legeringer med C, B og Zr og konvensjonelt koboltinnhold. and this uniform microstructure in combination with the increased y'-solvus temperature makes it possible for the object according to the invention to develop a temperature characteristic which, with equal mechanical properties, is at least 170°C higher than the temperature characteristic of comparable, known single crystal objects, which are made from conventional alloys with C, B and Zr and conventional cobalt content.
Selv om andre gjenstander kan fremstilles ifølge oppfinnelsen, vedrører denne spesielt fremstilling av aerofoiler i form av blad og skovler for bruk i gassturbinmotorer. Særlig fastheten hos gjenstander fremstilt ifølge oppfinnelsen gjør dem særlig egnet for bruk som blader i gassturbinmotorer. Although other objects can be produced according to the invention, this particularly relates to the production of aerofoils in the form of blades and vanes for use in gas turbine engines. In particular, the firmness of objects produced according to the invention makes them particularly suitable for use as blades in gas turbine engines.
Dersom maksimalt utbytte av oppfinnelsen skal oppnås får ikke noe element i gruppen C, B og Zr forekomme i større mengder enn 50 ppm, og fortrinnsvis er summen av forurensningene 100 If maximum benefit from the invention is to be achieved, no element in the group C, B and Zr must occur in greater quantities than 50 ppm, and preferably the sum of the impurities is 100
ppm. Aller helst er karboninnholdet mindre enn 30 ppm og hvert av de øvrige elementer mindre enn 20 ppm. I alle tilfeller må karboninnholdet begrenses til under den mengde som danner karbider av MC-type. Det må understrekes at det ikke foregår noen tilsiktet tilsetning av disse elementer og at forekomsten av dem i legeringen eller enkeltkrystallgjenstanden ifølge oppfinnelsen er utilsiktet og ikke ønskelig. ppm. Most preferably, the carbon content is less than 30 ppm and each of the other elements less than 20 ppm. In all cases, the carbon content must be limited to below the amount that forms carbides of the MC type. It must be emphasized that no intentional addition of these elements takes place and that their occurrence in the alloy or single crystal object according to the invention is unintentional and not desirable.
Legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen omfatter NiCr The alloy in the object according to the invention comprises NiCr
i fast løsning med minst 30 volumprosent av fasen bestående av Ni^M, hvor M er Al, Ti, Ta og W i mindre grad. in solid solution with at least 30% by volume of the phase consisting of Ni^M, where M is Al, Ti, Ta and W to a lesser extent.
En viktig fordel som oppnås ved elimineringen av B, C og An important advantage achieved by the elimination of B, C and
Zr, er økningen av den begynnende smeltetemperatur. Vanligvis øker for legeringer i gjenstanden ifølge oppfinnelsen den begynnende smeltetemperatur, dvs. den temperatur hvor legeringen først begynner å smelte lokalt, med minst 28°C over den begynnende smeltetemperatur for en liknende (tidligere kjent) legering som inneholder normale mengder C, B og Zr. Legeringens begynnende smeltetemperatur er som nevnt over 1260°C, mens konvensjonelle legeringer med høy volumfraksjon y~y ' har begynnende smeltetem-peraturer på under 1260°C. Denne økte temperatur muliggjør varmebehandling for oppløsning ved temperaturer hvor fullstendig opp-løsning av den utfelte y' er mulig samtidig som homogenisering muliggjøres i stor utstrekning og i løpet av rimelig tid. Kurven for fast løselighet for y'-fasen i legeringen vil vanligvis ligge mellom 1288 og 1316°C, og den begynnende smeltetemperatur ligger over ca. 1293°C. Varmebehandling ved 1288-1316°C, men under deri begynnende smeltetemperatur, vil løse opp den utfelte Y<l_>fase uten skadelig lokalisert smelting. Tidsrom på h_8 timer er vanligvis tilstrekkelig selv om lengre tidsrom kan forekomme. Slike varmebehandlingstemperaturer er ca. 55°C høyere enn de som kan Zr, is the increase of the initial melting temperature. Generally, for alloys in the object according to the invention, the onset melting temperature, i.e. the temperature at which the alloy first begins to melt locally, increases by at least 28°C above the onset melting temperature of a similar (previously known) alloy containing normal amounts of C, B and Zr . As mentioned, the alloy's initial melting temperature is above 1260°C, while conventional alloys with a high volume fraction y~y' have initial melting temperatures of below 1260°C. This increased temperature enables heat treatment for dissolution at temperatures where complete dissolution of the precipitated y' is possible at the same time as homogenization is enabled to a large extent and within a reasonable time. The solid solubility curve for the y' phase in the alloy will usually lie between 1288 and 1316°C, and the starting melting temperature is above approx. 1293°C. Heat treatment at 1288-1316°C, but below the onset melting temperature therein, will dissolve the precipitated Y<l_>phase without harmful localized melting. A period of h_8 hours is usually sufficient, although longer periods may occur. Such heat treatment temperatures are approx. 55°C higher than those who can
benyttes ved polykrystallinske gjenstander av konvensjonelle superlegeringer. Denne høyere temperatur muliggjør homogenisering i høy grad under oppløsningstrinnene. Etter oppløsningsbehand-lingen kan en eldningsbehandling utføres ved 871-1093°C for igjen å felle ut <y1> i raffinert form. Legeringene i gjenstanden ifølge oppfinnelsen danner ikke de karbider som har vist seg å være nødvendige for korngrenseforsterkning i polykrystallinske nikkelsuperlegeringer. Av denne årsak må legeringene anvendes i enkelt-krystallg jenstander . Dannelsen av legeringen til enkeltkrystallform er et kritisk trekk for oppfinnelsen, men fremgangsmåten ved enkeltkrystalldannelsen er uviktig. Typiske gjenstander og størkningsteknikker er kjent fra US-patentskrift 3.494.709. used for polycrystalline objects of conventional superalloys. This higher temperature enables homogenization to a high degree during the dissolution steps. After the dissolution treatment, an aging treatment can be carried out at 871-1093°C to again precipitate <y1> in refined form. The alloys in the article according to the invention do not form the carbides which have been shown to be necessary for grain boundary strengthening in polycrystalline nickel superalloys. For this reason, the alloys must be used in single-crystal materials. The formation of the alloy in single crystal form is a critical feature of the invention, but the method of single crystal formation is unimportant. Typical articles and solidification techniques are known from US Patent 3,494,709.
Diskusjonen ovenfor av en foretrukket utførelsesform vil bli klargjort nærmere nedenfor under henvisning til følgende eksempel: The above discussion of a preferred embodiment will be clarified further below with reference to the following example:
Ek sempel 1 Oak sample 1
Det ble fremstilt legeringer med den i tabell I angitte sammensetning: Alloys with the composition indicated in Table I were produced:
•Legeringens 444 sammensetning var følgende: karbon høyst •The alloy's 444 composition was as follows: carbon at most
60 ppm, wolfram 11,5-12,5, titan 1,75-2,25, niob 0,75-1,25, zir-kon maks 20 ppm, kobolt høyst 0,1, krom 8,0-10,0, aluminium 4,75-5,25, bor høyst 20 ppm og resten nikkel. Legering 454 er legeringen ifølge oppfinnelsen. Begge disse legeringer størknet i enkeltkrystallform. Legering PWA 1422 ble fremstilt ved retningsbestemt størkning med langstrakte, søyleformete korn. Legering 1455 er en handelsvanlig legering som anvendes som materiale for gassturbinblad. Den omtales her på grunn av sin oksydasjonsbestandighet ved høye temperaturer. Legeringen ble fremstilt ifølge en konvensjonell støpemetode med likeaksede, uorienterte korn. Forsøkslegeringene ble varmebehandlet ifølge oppfinnelsen ved hjelp av en 4 timers oppløsningsbehandling ved 1288°C, etterfulgt av eldningsbehandling ved 1080°C i 4 timer og ved 871°C 60 ppm, tungsten 11.5-12.5, titanium 1.75-2.25, niobium 0.75-1.25, zir-cone max 20 ppm, cobalt max 0.1, chromium 8.0-10, 0, aluminum 4.75-5.25, boron at most 20 ppm and the rest nickel. Alloy 454 is the alloy according to the invention. Both of these alloys solidified in single crystal form. Alloy PWA 1422 was produced by directional solidification with elongated, columnar grains. Alloy 1455 is a commercial alloy used as material for gas turbine blades. It is mentioned here because of its oxidation resistance at high temperatures. The alloy was produced according to a conventional casting method with equiaxed, unoriented grains. The test alloys were heat treated according to the invention by means of a 4 hour solution treatment at 1288°C, followed by an aging treatment at 1080°C for 4 hours and at 871°C
i 32 timer. Legering PWA 1422 ble bearbeidet ved 1204°C i 2 timer etterfulgt av eldningsbehandling ved 1080°C i 4 timer og ved 871°C i 32 timer, og legering PWA 1455 ble prøvet i støpt form. Begge disse handelsvanlige legeringer ble prøvet i den tilstand som de vanligvis anvendes i. for 32 hours. Alloy PWA 1422 was machined at 1204°C for 2 hours followed by aging treatment at 1080°C for 4 hours and at 871°C for 32 hours, and alloy PWA 1455 was tested in cast form. Both of these commercial alloys were tested in the condition in which they are usually used.
Eksempel 2 Example 2
En del av legeringsprøvene fra eksempel 1 ble prøvet for vurdering av deres sigebruddegenskaper. Prøvebetingelser og resultater er angitt i tabell II. A portion of the alloy samples from Example 1 were tested for assessment of their creep failure properties. Test conditions and results are given in Table II.
Under henvisning til tabell II er det åpenbart at under de benyttede prøvebetingelser var legeringen ifølge oppfinnelsen With reference to Table II, it is obvious that under the test conditions used, the alloy was according to the invention
(454) overlegen legeringene 444 og ÅWA 1422. Graden av overlegen-het for legeringen ifølge oppfinnelsen kan synes minske noe med øket temperatur. I siging derimot øker den vesentlig med økende temperatur. (454) superior to alloys 444 and ÅWA 1422. The degree of superiority for the alloy according to the invention may seem to decrease somewhat with increased temperature. In sigging, on the other hand, it increases significantly with increasing temperature.
Når det gjelder levetiden innen brudd oppstår synes over-legenheten å øke i forhold til 1422-legeringen med økende temperatur. Legeringen ifølge oppfinnelsen oppviser overlegne egenskaper under alle prøvebetingelser. Idet tendensen i gassturbinmotorer går mot økt effektivitet ved høyere temperatur, er de bedre egenskaper ved høy temperatur for oppfinnelsen vesentlige. In terms of lifetime before fracture occurs, the superiority over the 1422 alloy appears to increase with increasing temperature. The alloy according to the invention exhibits superior properties under all test conditions. As the tendency in gas turbine engines is towards increased efficiency at higher temperature, the better properties at high temperature are essential for the invention.
Eksempel 3 Example 3
Prøver av materialene i eksempel 1 ble prøvet angående sulfidering og oksydasjon ved høyere temperaturer. Sulfiderings-2 prøven omfattet påføring av Na2SO^ med en hastighet pa 1 mg/cm hver tyvende time. Bruddkriteriet var et vekttap på 250 mg/cm^. Oksydasjonsprøven ble utført både på de ubeskyttede legeringer ved 1149°C under sykliske betingelser og på legeringene beskyttet med et belegg av NiCoCrAlY-type ved 1177°C under sykliske betingelser. NiCoCrAlY er et handelsvanlig beleggsmateriale med en nominell sammensetning på 18% Cr, 23% Co, 12,5% Al, 0,3% Y og resten Ni. Undersøkelsene på belagte prøver ble normalisert for å minimalisere virkningen av forskjellige beleggstykkelser. Be-legget er kjent fra US-patentskrift 3.928.026. Samples of the materials in Example 1 were tested for sulphidation and oxidation at higher temperatures. The sulphidation-2 test included the application of Na2SO^ at a rate of 1 mg/cm every twenty hours. The breaking criterion was a weight loss of 250 mg/cm^. The oxidation test was performed both on the unprotected alloys at 1149°C under cyclic conditions and on the alloys protected with a NiCoCrAlY-type coating at 1177°C under cyclic conditions. NiCoCrAlY is a commercial coating material with a nominal composition of 18% Cr, 23% Co, 12.5% Al, 0.3% Y and the rest Ni. The investigations on coated samples were normalized to minimize the effect of different coating thicknesses. The coating is known from US patent 3,928,026.
Prøveresultatene fremgår av tabell III. The test results appear in table III.
Sulfideringsbestandigheten hos legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen er klart bedre enn de øvrige legeringers bestandighet. Ved syklisk oksydasjonsvurdering av ubelagte prøver er legeringen ifølge oppfinnelsen også bedre enn legering 1455 The sulphiding resistance of the alloy in the object according to the invention is clearly better than the resistance of the other alloys. In cyclic oxidation assessment of uncoated samples, the alloy according to the invention is also better than alloy 1455
som er kjent for sin oksydasjonsbestandighet. Også når det fore-ligger et beskyttende belegg har legeringen ifølge oppfinnelsen større bestandighet mot syklisk oksydasjon ved høyere tempera- which is known for its oxidation resistance. Even when there is a protective coating, the alloy according to the invention has greater resistance to cyclic oxidation at higher temperatures
tur . trip.
Claims (7)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US80050577A | 1977-05-25 | 1977-05-25 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO781787L NO781787L (en) | 1978-11-28 |
| NO148523B true NO148523B (en) | 1983-07-18 |
| NO148523C NO148523C (en) | 1983-10-26 |
Family
ID=25178568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO781787A NO148523C (en) | 1977-05-25 | 1978-05-23 | HEAT-TREATED REMOVAL OF A NICKEL SUPPLY AND PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF THE SAME |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS53146223A (en) |
| BE (1) | BE866609A (en) |
| BR (1) | BR7803254A (en) |
| CA (1) | CA1117320A (en) |
| CH (1) | CH635368A5 (en) |
| DE (1) | DE2821524C2 (en) |
| FR (1) | FR2392129A1 (en) |
| GB (1) | GB1592237A (en) |
| IL (1) | IL54629A (en) |
| IT (1) | IT1096317B (en) |
| NO (1) | NO148523C (en) |
| SE (1) | SE444324B (en) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3172291D1 (en) * | 1980-11-24 | 1985-10-24 | Cannon Muskegon Corp | Single crystal (single grain) alloy |
| FR2503188A1 (en) * | 1981-04-03 | 1982-10-08 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | MONOCRYSTALLINE SUPERALLIAGE WITH MATRIX MATRIX BASED ON NICKEL, PROCESS FOR IMPROVING WORKPIECES IN THIS SUPERALLIATION AND PARTS OBTAINED THEREBY |
| US5154884A (en) * | 1981-10-02 | 1992-10-13 | General Electric Company | Single crystal nickel-base superalloy article and method for making |
| US4583608A (en) * | 1983-06-06 | 1986-04-22 | United Technologies Corporation | Heat treatment of single crystals |
| US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
| US6074602A (en) * | 1985-10-15 | 2000-06-13 | General Electric Company | Property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles |
| CH675256A5 (en) * | 1988-03-02 | 1990-09-14 | Asea Brown Boveri | |
| JP5252348B2 (en) | 2006-03-20 | 2013-07-31 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ni-base superalloy, manufacturing method thereof, and turbine blade or turbine vane component |
| EP2465957B1 (en) | 2009-08-10 | 2018-11-07 | IHI Corporation | Ni-BASED MONOCRYSTALLINE SUPERALLOY AND TURBINE BLADE |
| CN115233074A (en) * | 2022-07-12 | 2022-10-25 | 北京科技大学 | Cobalt-nickel-based high-temperature alloy for gas turbine moving blade and preparation method thereof |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1451347A (en) * | 1964-07-10 | 1966-01-07 | Alloys for use at high temperatures | |
| US3567526A (en) * | 1968-05-01 | 1971-03-02 | United Aircraft Corp | Limitation of carbon in single crystal or columnar-grained nickel base superalloys |
| GB1260982A (en) * | 1970-06-08 | 1972-01-19 | Trw Inc | Improvements in or relating to nickel base alloys |
| US3677835A (en) * | 1970-10-16 | 1972-07-18 | United Aircraft Corp | Homogeneous nickel-base superalloy castings |
| GB1397066A (en) * | 1971-06-19 | 1975-06-11 | Rolls Royce | High temperature corrosion resistant alloys |
| US3915761A (en) * | 1971-09-15 | 1975-10-28 | United Technologies Corp | Unidirectionally solidified alloy articles |
| US3869284A (en) * | 1973-04-02 | 1975-03-04 | French Baldwin J | High temperature alloys |
-
1978
- 1978-04-12 CA CA000301018A patent/CA1117320A/en not_active Expired
- 1978-05-02 BE BE187309A patent/BE866609A/en not_active IP Right Cessation
- 1978-05-02 GB GB17238/78A patent/GB1592237A/en not_active Expired
- 1978-05-03 IL IL54629A patent/IL54629A/en unknown
- 1978-05-10 SE SE7805309A patent/SE444324B/en not_active IP Right Cessation
- 1978-05-17 DE DE2821524A patent/DE2821524C2/en not_active Expired
- 1978-05-22 BR BR787803254A patent/BR7803254A/en unknown
- 1978-05-22 FR FR7815120A patent/FR2392129A1/en active Granted
- 1978-05-22 CH CH554078A patent/CH635368A5/en not_active IP Right Cessation
- 1978-05-23 JP JP6155178A patent/JPS53146223A/en active Granted
- 1978-05-23 NO NO781787A patent/NO148523C/en unknown
- 1978-05-24 IT IT23726/78A patent/IT1096317B/en active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| NO781787L (en) | 1978-11-28 |
| SE7805309L (en) | 1978-11-26 |
| JPS6125773B2 (en) | 1986-06-17 |
| SE444324B (en) | 1986-04-07 |
| FR2392129B1 (en) | 1984-12-28 |
| IL54629A (en) | 1981-09-13 |
| FR2392129A1 (en) | 1978-12-22 |
| NO148523C (en) | 1983-10-26 |
| CH635368A5 (en) | 1983-03-31 |
| IL54629A0 (en) | 1978-07-31 |
| DE2821524A1 (en) | 1978-12-07 |
| GB1592237A (en) | 1981-07-01 |
| DE2821524C2 (en) | 1981-10-15 |
| JPS53146223A (en) | 1978-12-20 |
| BR7803254A (en) | 1979-02-06 |
| BE866609A (en) | 1978-09-01 |
| IT7823726A0 (en) | 1978-05-24 |
| IT1096317B (en) | 1985-08-26 |
| CA1117320A (en) | 1982-02-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4222794A (en) | Single crystal nickel superalloy | |
| US4209348A (en) | Heat treated superalloy single crystal article and process | |
| NO148930B (en) | STRAIGHT OF NICKEL SUPPLIES AND PROCEDURES FOR THE PREPARATION OF SAME | |
| US4371404A (en) | Single crystal nickel superalloy | |
| JP4024303B2 (en) | Nickel-based superalloy | |
| CA1206398A (en) | Superalloy single crystal articles | |
| JP2782340B2 (en) | Single crystal alloy and method for producing the same | |
| JP2011052323A (en) | Nickel-based superalloy and article | |
| JPS6254866B2 (en) | ||
| NO165930B (en) | PROCEDURE FOR FORMING SUPER-ALLOYS. | |
| JPH0672296B2 (en) | Manufacturing method of single crystal alloy with high creep resistance | |
| KR100954683B1 (en) | High strength, corrosion and oxidation resistant, nickel base superalloy and directionally solidified articles comprising the same | |
| EP0150917B1 (en) | Single crystal nickel-base alloy | |
| EP0076360A2 (en) | Single crystal nickel-base superalloy, article and method for making | |
| US3567526A (en) | Limitation of carbon in single crystal or columnar-grained nickel base superalloys | |
| CN105543568B (en) | A kind of platiniferous non-rhenium nickel base single crystal superalloy and its preparation method and application | |
| NO148523B (en) | HEAT-TREATED REMOVAL OF A NICKEL SUPPLY AND PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF THE SAME | |
| US20080240972A1 (en) | Low-density directionally solidified single-crystal superalloys | |
| US20040042927A1 (en) | Reduced-tantalum superalloy composition of matter and article made therefrom, and method for selecting a reduced-tantalum superalloy | |
| EP2913416B1 (en) | Article and method for forming an article | |
| JPH0456099B2 (en) | ||
| NO175875B (en) | ||
| NO794105L (en) | STRAIGHT OF HEAT-TREATED SINGLE CRYSTAL OF SUPER-ALLOYS AND PROCEDURES FOR PREPARING SAME | |
| US4976791A (en) | Heat resistant single crystal nickel-base super alloy | |
| KR100224950B1 (en) | Nickel-base superalloy of industrial gas turbine components |