NO156092B - Nikkelsuperlegeringsplate og fremgangsmaate til fremstilling av samme. - Google Patents
Nikkelsuperlegeringsplate og fremgangsmaate til fremstilling av samme. Download PDFInfo
- Publication number
- NO156092B NO156092B NO823951A NO823951A NO156092B NO 156092 B NO156092 B NO 156092B NO 823951 A NO823951 A NO 823951A NO 823951 A NO823951 A NO 823951A NO 156092 B NO156092 B NO 156092B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- plate
- sheet
- longitudinal axis
- texture
- accordance
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 30
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 title 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 44
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 10
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 24
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 19
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 18
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 9
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 claims description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 17
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 17
- 239000007858 starting material Substances 0.000 abstract description 4
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 34
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 15
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 6
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 6
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 6
- 230000001788 irregular Effects 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 5
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 2
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 244000052616 bacterial pathogen Species 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010275 isothermal forging Methods 0.000 description 1
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C30B1/00—Single-crystal growth directly from the solid state
-
- 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)
- 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)
Abstract
Det omtales en nikkelsuperlegeringsplate med spesiell, kontrollert, i lengderetningen orientert krystallstruktur. Ved en fremgangsmåte til fremstilling av platen anvendes det et utgangsmateriale av en nikkelsuperlegering i kompakt, bearbeidbar form. Dette materiale kaldvalses i henholdsvis hovedretningen og i tverretning og med mellom-glødinger. Denne sekvens gir en spesiell tekstur eller foretrukket orientering i den valsete gjenstand. Denne teksturerte gjenstand rekrystalliseres
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører en nikkelsuperlegeringsplate og en fremgangsmåte til fremstilling av samme.
Det er kjent at metalliske materialer generelt har kry-stallinsk form, dvs. at de enkelte atomer i materialet har et forutsigelig forhold til sine naboatomer, og dette forhold gjentar seg gjennom et spesielt krystall eller korn. Nikkelsuperlegeringer har en kubisk flatesentrert struktur. Det er også kjent at egenskapene til slike krystaller varierer betydelig med orienteringen.
De fleste metallgjenstander inneholder mange tusen indi-viduelle krystaller eller korn, og egenskapene til en slik gjenstand i en spesiell retning gjenspeiler den gjennomsnitt-lige orientering for de enkelte krystaller som danner produk-tet. Dersom kornene eller krystallene har tilfeldig orientering blir gjenstandens egenskaper isotrope, dvs. lik i alle retninger. Selv om dette antas for å gjelde generelt er det sjelden tilfellet, idet de fleste støpe- og formingsmetoder gir en foretrukket krystallorientering eller tekstur. I en deformasjonssituasjon fremkommer en slik foretrukket orientering av forskjellige faktorer. Krystaller med visse orienteringer er mer bestandig mot deformasjon enn andre krystaller. Disse deformasjonsbestandige orienterte krystaller er tilbøyelig til å rotere under deformasjonen og danner derved en foretrukket orientering. Under rekrystallisasjon skyldes foretrukne orienteringer av foretrukket kimdannelse og/eller vekst av korn med visse orienteringer.
Teksturer er studert i stor utstrekning, og visse teksturerte materialer har fått praktisk anvendelse. Særlig på om-rådet magnetiske materialer, såsom transformatorstål, har tekstuering gitt betydelige kapasitetsøkninger. Dette er f.eks. beskrevet i US-patentskrift 3.219.496 og i en artikkel i Metal Progress, desember 19 53, p. 71-75.
På et annet område er det utviklet metoder til fremstilling av nikkelbaserte gjenstander med langstrakte korn under anvendelse av metoder med retningsbestemt rekrystallisasjon. Dette er kjent fra US-patentskrift 3.975.219. Ifølge dette patentskrift anvendes det varmekstrudering for å komprimere superlegeringspulver, som deretter smies isotermt og under-kastes retningsbestemt rekrystallisasjon ved å føre det gjennom en termisk gradient. Det angis ikke i patentskriftet hvil-ken, om overhode noen, foretrukket orientering dette resulterer i.
På et annet beslektet område er fordelene med linjeinn-rettede korn med kontrollert orientering i gassturbinkompo-nenter for fly velkjent og beskrevet i US-patentskrift 3.260. 505 hvor slike komponenter og fremgangsmåtene til fremstilling av dem ved støping er beskrevet.
Den foreliggende oppfinnelse gjeldersærlig nikkelsuperlegeringer med følgende vide sammensetningsintervall: 2-9% Al, 0-6% Ti, 0-16% Mo, 0-12% Ta, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Cr, 0-20% Co, 0-0,3% C, 0-1% Y, 0-0,3% B, 0-0,3% Zr, 0-2% V, 0-5% Re, mens resten hovedsakelig er nikkel.
Det antas at oppfinnelsen generelt kan anvendes for alle nikkelsuperlegeringer. Utgangsmaterialet frembringes i en bearbeidbar form. En fremgangsmåte er å komprimere pulver, og en annen fremgangsmåte er å begynne med et støpegods, fortrinnsvis et finkornet støpegods. Dette materiale varmbearbeides deretter ved en temperatur nær, men under '-solvustemperatu-ren. Fortrinnsvis foregår denne innledende varmbearbeidelse i en omfatning som overstiger 50%. Dette varmbearbeidete materiale kaldvalses deretter på en spesiell måte ytterligere, ca. 65%. Kaldvalsingstrinnet utføres på følgende måte: materialet kaldvalses først, et andre kaldvalsingstrinn utføres på tvers av valseretningen, dvs. en retning 90° i forhold til den innledende kaldvalsingsretning. Forholdene mellom minskningene i det innledende kaldvalsingstrinn og det endelige tverrvals-ingstrinn er ca. 75:25. Mellomgløding utføres både under kald-og varmvalsingstrinnene etter behov for å hindre sprekkdannel-se. Resultatet er en gjenstand med kraftig (110) <112>-plate-tekstur.
Dette teksturerte materiale retningsrekrystalliseres for å oppnå flere langstrakte korn eller enkeltkorn med kontrollert orientering. (110)<112>-teksturen styrer de rekrystalli-serte korns orientering. Ved å variere parametrene for den rettede rekrystallisasjon kan det oppnås mange endelige orienteringer.
Nikkelsuperlegeringsplaten ifølge oppfinnelsen er kjen-netegnet ved at den har en enestående (110)<112>-tekstur med en minst 4 ganger så høy intensitet som hos en uregelmessig eller tilfeldig behandlet plate.
Det foretrekkes at platens teksturintensitet er minst 6 ganger så høy som hos en tilfeldig behandlet plate.
Nikkelsuperlegeringsplaten består fortrinnsvis av linjeinnstilte langstrakte korn med<<>lll<>->retningen parallell med lengdeaksen, av langstrakte korn med<110>-retningen parallell med legdeaksen, eller langstrakte korn med<<> 110<>->retningen paralell med lengdeaksen.
Fremgangsmåten til fremstilling av nikkelsuperlegeringsplaten kjennetegnes ved
a) at det frembringes en varmbearbeidbar superlegerings-plate med full densitet, b) at platen varmbearbeides ved en temperatur nær y '-solvustemperaturen, c) at platen kaldvalses i en spesiell retning med mel-lomglødinger, samt d) at platen kaldbearbeides i en retning som danner en vinkel på 90° i forhold til den retning som benyttes i trinn c) med mellomglødinger, hvorved den totale reduksjon i trinnene c) og d) utgjør over 50% og forholdet melllom reduksjo-nene i trinn c) og d) varierer fra 70:30 til 80:20.
En foretrukket fremgangsmåte til fremstilling av en nikkelsuperlegeringsplate med linjeinnstilte langstrakte korn hvis lengdeakse stort sett tilsvarer < 111>-retningen, kjennetegnes ved at
a) det dannes en teksturert nikkelsuperlegeringsplate med en (110)<112>-platetekstur med <112<>->aksen svarende stort
sett til (hoved) valseretningen, og
b) at platen føres gjennom en varmegradient, hvis varme ende er varmere enn legeringens rekrystallisasjonstemperatur,
i hovedvalseretningen for å bevirke retningsbestemt rekrystal-lisas jon, hvorved den resulterende plate kommer til å inne-holde langstrakte korn hvis lengdeakse er en første <110>-retning med en andre <110>-retning liggende i platen og en <100>-orientering som er vinkelrett på platen, hvorved den andre <110>-retning og <100>-retningen er vinkelrette på den første <110>-retning.
Oppfinnelsen vil bli nærmere forklart i den etterfølg-ende beskrivelse av foretrukne utførelsesformer under henvisning til de medfølgende tegninger, hvor: Fig. 1 viser forbindelsen mellom normalretningen (N.D.), hovedvalseretningen (S.R.) og tverrvalseretningen (X.R.). Fig. 2 viser materialorienteringen under hovedvalsing. Fig. 3 viser materialorienteringen under tverrvalsing., Fig. 4 viser teknikker ved fremstilling av et materiale med <lll>-orientering. Fig. 5 viser teknikker ved fremstilling av et materiale med <110>-orientering. Fig. 6 viser teknikker ved fremstilling av et materiale med <<>100<>->orientering. Fig. 7-10 er polfigurer som viser den tekstur som oppnås ved de i eksempel 1-4 beskrevne fremgangsmåter.
Ifølge den foreliggende oppfinnelse er utgangsmaterialet et nikkelsuperlegeringspulver. Vanligvis kan enhver nikkelsuperlegering anvendes. Det vide sammensetningsintervall for slike legeringer er: 2-9% Alr 0-6% Ti, 0-16% Mo, 0-12% W, 0-4% Nb, 0-20% Cr, 0-20% Co, 0-2% V, 0-5% Re mens resten hovedsakelig er nikkel. Andre mindre bestanddeler kan foreligge, såsom 0-0,3% C, 0-0,5% Hf, 0-0,3% Zr, 0-0,3% B og 0-1% Y. Disse legeringer behandles ifølge en fremgangsmåte som gir et homogent varmbearbeidbart materiale. Utgangsmaterialet skal være homogent, kompakt og varmbearbeidet. En fremgangsmåte er å komprimere superlegeringspulver, f.eks. ved isostatisk varmpressing eller ved varmekstrudering. En annen fremgangsmåte er å starte med et støpt legeme, fortrinnsvis et finkornet støpegods. Dersom pulver-metoden benyttes må man sørge for å unngå forurensning av pulveret, og fortrinnsvis holdes og håndteres pulveret under inerte betingelser som utelukker oksydasjon av pulverpartiklene. Deretter presses pulveret for å forme en gjenstand med full teore-tisk densitet. Komprimeringsmetoden synes ikke å være kritisk for oppnåelse av et gunstig resultat med oppfinnelsen. Typisk er isostatisk varmpressing blitt benyttet. Pulveret innelukkes i en evakuert beholder av rustfritt stål. Typiske komprimerings-betingelser er gasstrykk på ca. 103,42 MPa og temperaturer på 1149-1232°C i ca. 2 timer etterfulgt av ovnskjøling. Varmekstru-deringsmetoder er også blitt benyttet med gunstig resultat. Typiske ekstruderingsbetingelser er temperaturer på 1204-1260°C og ekstruderingsforhold på over 4:1. Pulveret anbringes i en beholder av rustfritt stål før ekstruderingen.
Deretter varmdeformeres gjenstanden, slik at man oppnår
en arealreduksjon på minst 40%, fortrinnsvis minst 55%. Denne varmdeformasjon bedrer den etterfølgende kaldbearbeidbarhet hos materialet. Varmvalsing er blitt benyttet, men andre metoder, såsom smiing, synes å være like anvendbare. Den fremgangsmåte som er beskrevet i US-patentskrift 3.519.503 kan benyttes. Varm-def ormas j onen utføres ved en temperatur som ligger nær, men er lavere enn legeringens <y>'-solvustemperatur, typisk 1177-1246°C. Dersom det benyttes varmvalsing, utføres det fortrinnsvis varm-valsetrinn i den øvre ende av temperaturintervallet og med for-holdsvis lav reduksjon pr. trinn (f.eks. 5%). Etterfølgende trinn kan utføres med større reduksjoner (f.eks. 15%), og temperaturen kan få avta mot den nedre ende av intervallet. Gjenstanden gjen-oppvarmes mellom trinn etter ønske for å holde legeringen i det ønskete temperaturintervall. Ved slutten av varmbearbeidings-trinnet kan materialet etterlates i den bearbeidete tilstand og tillates å kjølne i luften.
Neste trinn er det som er mest betydningsfullt ved utvikling av den ønskete tekstur. Dette er en totrinns valseoperasjon som benevnes kaldvalsing, men som kan utføres ved temperaturer på opp til 650°C. Dette trinn kan forstås ved henvisning til fig. 1, som viser båndet før kaldvalsingen og viser tre vinkelrette akser, SR, XR og ND. Kaldvalsingen omfatter to trinn.
I det første trinn utføres valsing i SR-retningen (hovedretningen), og i det andre trinn fortsetter valsingen i XR-retningen (tverrvalsing), dvs. 90° i forhold til SR-retningen.
De to trinn i kaldvalsingen må gi en total reduksjon på mer enn 55%, fortrinnsvis mer enn 65%. Deformasjonsgraden for-deles mellom de to kaldvalsingstrinn, slik at nominelt 75% av deformasjonen foregår i det innledende hovedvalsingstrinn og 25% foregår i tverrvalsingstrinnet. Det er trinnrekkefølgen som gir den ønskete sluttekstur. En typisk reduksjon pr. trinn er 1-2%, og den totale reduksjon mellom mellomglødinger (f.eks. 1204°C i 3 minutter) er 8-15%. Forholdet mellom kaldvalsingene i henholdsvis hovedretningen og tverretningen kan variere fra 80:20 til 70:30.
Resultatet av denne fremgangsmåte er utvikling av en kraftig (110)<112>-platetekstur. Dette innebærer at et betydelig antall krystaller i platen er orientert, slik at de har (110)-plan parallelle med plateflaten og <112>-retninger som er parallelle med SR-retningen. Selvfølgelig vil i en uregelmessig eller tilfeldig plate et visst antall krystaller oppfylle disse kri-terier. I plater som er behandlet ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen er imidlertid det antall krystaller som oppfyller dette kriterium minst 4 ganger og vanligvis minst 6 ganger større enn det som kan forventes i det uregelmessige eller tilfeldige til-felle.
Det er iakttatt at en plate med denne tekstur er meget mottakelig for rettet rekrystallisasjon til fremstilling av re-krystalliserte plater hvis orientering avviker fra den opprinnelige tekstur og som kan anvendes til fremstilling av superlege-ringsgjenstander, slik som beskrevet i US-patentskrift 3.872.563. Den ovenfor beskrevne <110> og <112>-platetekstur kan benyttes ved fremstilling av retningsrekrystalliserte materialer med enten <100>-, <110>- eller <lll>-retningen som dominerende retning i platen. Uttrykket rettet rekrystallisasjon benyttes noe løselig, og man antar faktisk at det som foregår riktigere kan beskrives som retningsbestemt, unormal kornvekst, dvs. at det synes mer sannsynlig at visse eksisterende korn vokser på bekostning av andre eksisterende korn enn at det foreligger virkelig retningsbestemt rekrystallisasjon hvor det dannes kimer av nye korn som vokser på bekostning av de eksisterende korn. Uavhengig av deres opprinnelse synes det som om forskjeller i kornvekst-hastigheten blant konkurrerende korn gir den iakttatte struktur.
Det finnes tre primære krystallretninger i det kubiske system: <100>, <110> og <111> , som representerer henholdsvis en kant i enhetscellen, en diagonal på en flate i enhetscellen, samt en diagonal fra hjørne til hjørne gjennom cellens sentrum.
<100>-orienteringen har lav elastisitetsmodul, og således turbin-komponenter hvis hovedakse faller sammen med en <100>-akse være bestandige mot termisk utmatting. På liknende måte har <111>-retningen høy elastisitetsmodul, og gjenstander som har denne retning parallell med hovedspenningsretningen er bestandige mot høy cyklisk utmatting. Ved hjelp av den foreliggende oppfinnelse og dennes mulighet til å fremstille materialer med forskjellige orienteringer gis turbinkomponentkonstruktører en høy grad av fleksibilitet.
Fremgangsmåten til fremstilling av en plate som har dens akser liggende i platens plan er vist i fig. 4, 5 og 6. Fig. 4 viser at føring av platen gjennom en varmegradient hvor gra-dientretningen er parallell med XR-aksen resulterer i en plate som består av langstrakte korn hvis lengdeakse er <lll>-retningen. Som vist i figuren inneholder platens SR-retning <110>-retningen for de langstrakte krystaller, mens platens opprinnelige normalretning inneholder de langstrakte krystallers <112>-akse. Analogt viser fig. 5 at dersom platen føres gjennom varmegradienten slik at SR-aksen er parallell med bevegelsesretningen gjennom varmegradienten, oppnår kornene en <110>-akse, og en<110>-akse ligger i XR-retningen og <100>-aksen ligger i ND-retningen. Fremgangsmåten som er vist i fig. 6 avviker noe ved at platen pas-serer gjennom varmegradienten langs en akse som ligger midt mellom SR- og XR-retningene, noe som resulterer i <100>-retningen gjennom krystallenes lengdeutstrekning, og de to vinkelrette akser er av <100>-type.
Typisk har den nødvendige varmegradient en steilhet på minst 55°C målt ved legeringens y'-solvustemperatur. Den varme ende av gradienten er høyere enn y'-solvustemperaturen, men er åpenbart ikke høyere enn legeringens begynnelsessmelte-temperatur. Typiske gjennomføringshastigheter gjennom gradienten varierer fra 3,2 til 101 mm pr. time.
Oppfinnelsen vil forstås bedre av de etterfølgende eksemp-ler.
Eksempel 1
1. Sammensetning: 14,4% Mo, 6,25% W, 6,8% Al, 0,04% C, resten Ni.
2. Pulverstørrelse: 0,177 mm
3. Komprimeringsmetode: isostatisk varmpressing ved 1232°C
og 103,42 MPa trykk i to timer.
4. Varmbearbeidelse: ved valsing ved 1204°C til 60% reduksjon.
5. Kaldvalsing, total reduksjon 65%
a) kaldvalsing i hovedretningen
b) kaldvalsing i tverretningen,
forhold mellom kaldvalsing i hovedretningen og tverr-retningen = 75:25, mellomglødinger ved 1204°C. 6. Resulterende tekstur: enestående (110)<112>, 7 ganger den uregelmessige eller tilfeldige, som vist i fig. 7. 7. Retningsbestemt rekrystallisasjon (39°C/cm gradient målt ved y'-solvustemperatur)
a) Retningsbestemt rekrystallisasjon parallell med kald-tverrvalseretningen ved 6,35 mm/h, resultat: (112) i platens
plan, <111> aksial orientering
b) Retningsbestemt rekrystallisasjonparallell med hovedretningen for kaldvalsingen ved 16-51 mm/h, resultat: (100) i platens plan, <110> i aksialretningen. c) Retningsbestemt rekrystallisasjon i en retning som ligger midt mellom kaldvalsingen i hovedretningen og tverretningen
(45° forskjøvet akse) ved 16-51 mm/h, resultat: (100) i platens plan, <100> i aksialretningen.
Eksempel 2
1. Sammensetning: 9,0% Cr, 5,0% Al, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12%
W, 1,0% Nb, 0,15% C, 0,015% B) 0,05% Zr (legering MAR-M200), resten Ni.
2. Pulverstørrelse: 0,177 mm.
3. Komprimeringsmetode: ekstrudering ved 1066°C ved et ekstruderingsforhold på 6,8:1. 4. Varmbearbeidelse: isotermisk smiing ved 1121°C, forlengel-seshastighet på 0,1 min 1, 60% total forlengelse.
5. Kaldvalsing, total reduksjon 60%
a) kaldvalsing i hovedretningen
b) kaldvalsing i tverretningen
forhold mellom kaldvalsing i hovedretningen og tverr-
retningen = 75:25, mellomglødinger ved 1149°C.
6. Resulterende tekstur: enestående (110) <112>, 4,7 ganger den uregelmessige eller tilfeldige som vist i fig. 8. 7. Retningsbestemt rekrystallisasjon ennå ikke vurdert.
Eksempel 3
1. Sammensetning: 9,0% Cr, 7,0% Al, 9,5% W, 3,0% Ta, 1,0%
Mo, resten Ni.
2. Pulverstørrelse: 0,177 mm.
3. Komprimeringsmetode: isostatisk varmpressing ved 1232°C
og 103,42 MPa trykk i to timer.
4. Varmbearbeidelse: ved valsing ved 1204°C til 60% reduksjon.
5. Kaldvalsing, total reduksjon 65%
a) kaldvalsing i hovedretningen
b) kaldvalsing i tverretningen
forhold mellom kaldvalsing i hovedretningen og tverr-retningen = 75:25, mellomgløding ved 1204°C.
6. Resulterende tekstur: enestående (110) <112>, 12 ganger den uregelmessige eller tilfeldige som vist i fig. 9. 7. Retningsbestemt rekrystallisasjon (39°C/cm gradient målt ved y'-solvustemperaturen) a) Retningsbestemt rekrystallisasjonparallell med kaldtverr-valseretningen ved 6,35 mm/h, resultat: (112) i platens plan,
<111> i aksialretning.
b) Retningsbestemt rekrystallisasjon parallell med hovedretningen for kaldvalsingen ved 16-51 mm/h, resultat: (100) i
platens plan, <110> i aksialretningen.
c) Retningsbestemt rekrystallisasjon i en retning som ligger midt mellom kaldvalsingen i hovedretningen og tverretningen
(45° forskjøvet akse) ved 16-51 mm/h, resultat: (100) i platens plan, <100> i aksialretningen.
Eksempel 4
1. Sammensetning: 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, resten Ni.
2. Pulverstørrelse: 0,177 mm.
3. Komprimeringsmetode: isostatisk varmpressing ved 1232°C
og 103,42 MPa trykk i to timer.
4. Varmbeabeidelse ved valsing ved 1204°C til 60% reduksjon.
5. Kaldvalsing, total reduksjon 65%
a) kaldvalsing i hovedretningen.
b) kaldvalsing i tverretningen.
forhold mellom kaldvalsing i hovedretningen og tverr-retningen = 75:25, mellomgløding ved 1204°C. 6. Resulterende tekstur: enestående (110) <112>, 8 ganger den uregelmessige eller tilfeldige som vist i fig. 10. 7. Retningsbestemt rekrystallisasjon (39°C/cm gradient målt ved <y*->solvustemperatur)
a) Retningsbestemt rekrystallisasjon paralell med kald-tverrvalseretningen ved 6,35 mm/h, resultat (112) i platens
plan, <111> aksialorientering.
b) Retningsbestemt rekrystallisasjn paralell med hovedretningen for kaldvalsingen 16-51 mm/h, resultat: (100) i
platens plan, <110> i aksialretningen.
c) Retningsbestemt rekrystallisasjon i en retning som ligger midt mellom kaldvalsingen i hovedretningen og tverr-retningen (45° forskjøvet akse) ved 16-51 mm/h, resultat:
(100) i platens plan, <100> i aksialretningen.
Claims (7)
1. Nikkelsuperlegeringsplate, karakterisert ved at den har en enestående (110)<112>-tekstur med en minst 4 ganger så høy intensitet som hos en uregelmessig eller tilfeldig behandlet plate.
2. Plate i samsvar med krav 1, karakterisert ved at teksturintensiteten er minst 6 ganger så høy.
3. Plate i samsvar med krav 1 eller 2, karakterisert ved at den består av linjeinnstilte, langstrakte korn med <lll>-retningen parallell med lengdeaksen.
4. Plate i samsvar med krav 1 eller 2, karakterisert ved at den består av linjeinnstilte, langstrakte korn med <110>-retningen parallell med lengdeaksen .
5. Plate i samsvar med krav 1 eller 2, karakterisert ved at den består av linjeinnstilte, langstrakte korn med <100>-retningen parallell med lengdeaksen .
6. Fremgangsmåte til fremstilling av en nikkelsuperlegeringsplate ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved a) at det frembringes en varmbearbeidbar superlegerings-plate med full densitet, b) at platen varmbearbeides ved en temperatur nær y'-solvustemperaturen, c) at platen kaldvalses i en spesiell retning med mell-omglødinger, samt d) at platen kaldbearbeides i en retning som danner en vinkel på 90° i forhold til den retning som benyttes i trinn c) med mellomglødinger, hvorved den totale reduksjon i trinnene c) og d) utgjør over 50% og forholdet melllom reduk-sjonene i trinn c) og d) varierer fra 70:30 til 80:20.
7. Fremgangsmåte i samsvar med krav 6, til fremstilling av nikkelsuperlegeringsplaten ifølge krav 3, som omfatter linjeinnstilte, langstrakte korn hvis lengdeakse stort sett tilsvarer <lll>-retningen,
karakterisert ved at a) det dannes en teksturert nikkelsuperlegeringsplate med en (110)<112>-platetekstur med <112>-aksen svarende stort sett til (hoved) valseretningen, og b) at platen føres gjennom en varmegradient, hvis varme ende er varmere enn legeringens rekrystallisasjonstemperatur, i hovedvalseretningen for å bevirke retningsbestemt rekrystallisasjon, hvorved den resulterende plate kommer til å inne-holde langstrakte korn hvis lengdeakse er en første <110>-retning med en andre <110>-retning liggende i platen og en ( 100> -orientering som er vinkelrett på platen, hvorved den andre <110 >-retning og <100>-retningen er vinkelrette på den første <110>-retning.
Applications Claiming Priority (1)
| 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 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO823951L NO823951L (no) | 1983-05-30 |
| NO156092B true NO156092B (no) | 1987-04-13 |
| NO156092C NO156092C (no) | 1987-07-29 |
Family
ID=23267066
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO823951A NO156092C (no) | 1981-11-27 | 1982-11-25 | Nikkelsuperlegeringsplate og fremgangsmaate til fremstilling av samme. |
Country Status (17)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4518442A (no) |
| JP (1) | JPS5896845A (no) |
| AU (1) | AU558195B2 (no) |
| BE (1) | BE895059A (no) |
| BR (1) | BR8206836A (no) |
| CA (1) | CA1192477A (no) |
| CH (1) | CH655951A5 (no) |
| DE (1) | DE3242607A1 (no) |
| ES (1) | ES8404712A1 (no) |
| FR (1) | FR2519350B1 (no) |
| GB (1) | GB2110241B (no) |
| IL (1) | IL67348A (no) |
| IT (1) | IT1154576B (no) |
| NL (1) | NL189678C (no) |
| NO (1) | NO156092C (no) |
| SE (1) | SE462803B (no) |
| ZA (1) | ZA828523B (no) |
Families Citing this family (26)
| 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 (no) * | 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 |
| EP3090128B1 (en) * | 2013-12-06 | 2020-04-29 | 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)
| 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 |
-
1981
- 1981-11-27 US US06/325,248 patent/US4518442A/en not_active Expired - Lifetime
-
1982
- 1982-11-18 DE DE19823242607 patent/DE3242607A1/de active Granted
- 1982-11-18 ZA ZA828523A patent/ZA828523B/xx unknown
- 1982-11-18 CA CA000415909A patent/CA1192477A/en not_active Expired
- 1982-11-18 BE BE0/209509A patent/BE895059A/fr not_active IP Right Cessation
- 1982-11-19 GB GB08233043A patent/GB2110241B/en not_active Expired
- 1982-11-19 NL NLAANVRAGE8204494,A patent/NL189678C/xx not_active IP Right Cessation
- 1982-11-22 AU AU90773/82A patent/AU558195B2/en not_active Ceased
- 1982-11-23 CH CH6818/82A patent/CH655951A5/de not_active IP Right Cessation
- 1982-11-24 SE SE8206694A patent/SE462803B/sv not_active IP Right Cessation
- 1982-11-24 IT IT24402/82A patent/IT1154576B/it active
- 1982-11-25 NO NO823951A patent/NO156092C/no not_active IP Right Cessation
- 1982-11-25 BR BR8206836A patent/BR8206836A/pt not_active IP Right Cessation
- 1982-11-26 ES ES517721A patent/ES8404712A1/es not_active Expired
- 1982-11-26 FR FR8219855A patent/FR2519350B1/fr not_active Expired
- 1982-11-26 IL IL67348A patent/IL67348A/xx not_active IP Right Cessation
- 1982-11-26 JP JP57207488A patent/JPS5896845A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3242607A1 (de) | 1983-06-01 |
| US4518442A (en) | 1985-05-21 |
| IT8224402A1 (it) | 1984-05-24 |
| FR2519350B1 (fr) | 1985-09-06 |
| ZA828523B (en) | 1983-09-28 |
| CH655951A5 (de) | 1986-05-30 |
| NO823951L (no) | 1983-05-30 |
| NO156092C (no) | 1987-07-29 |
| IT1154576B (it) | 1987-01-21 |
| AU558195B2 (en) | 1987-01-22 |
| GB2110241A (en) | 1983-06-15 |
| SE462803B (sv) | 1990-09-03 |
| IL67348A (en) | 1986-04-29 |
| GB2110241B (en) | 1985-09-18 |
| BE895059A (fr) | 1983-03-16 |
| CA1192477A (en) | 1985-08-27 |
| IT8224402A0 (it) | 1982-11-24 |
| JPH0118988B2 (no) | 1989-04-10 |
| IL67348A0 (en) | 1983-03-31 |
| AU9077382A (en) | 1983-06-02 |
| DE3242607C2 (no) | 1988-09-15 |
| NL189678C (nl) | 1993-06-16 |
| BR8206836A (pt) | 1983-10-04 |
| ES517721A0 (es) | 1984-05-16 |
| JPS5896845A (ja) | 1983-06-09 |
| NL8204494A (nl) | 1983-06-16 |
| SE8206694L (sv) | 1983-05-28 |
| SE8206694D0 (sv) | 1982-11-24 |
| FR2519350A1 (fr) | 1983-07-08 |
| ES8404712A1 (es) | 1984-05-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO156092B (no) | Nikkelsuperlegeringsplate og fremgangsmaate til fremstilling av samme. | |
| US5360496A (en) | Nickel base alloy forged parts | |
| US5374323A (en) | Nickel base alloy forged parts | |
| EP3336209B1 (en) | Heat-resistant ti alloy and process for producing the same | |
| US6059904A (en) | Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys | |
| KR100260111B1 (ko) | 금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품 | |
| KR20140098081A (ko) | 니켈계 합금 열처리, 니켈계 합금, 및 니켈계 합금을 포함하는 물품 | |
| US3642543A (en) | Thermomechanical strengthening of the superalloys | |
| JPS60155658A (ja) | 優れた力学的性質を備える構造を得るための超合金用熱力学処理方法 | |
| Jing et al. | Effect of the annealing temperature on the microstructural evolution and mechanical properties of TiZrAlV alloy | |
| US5674330A (en) | Process for the production of zirconium alloy sheet metal having good resistance to nodular corrosion and to deformation under irradiation | |
| KR100993967B1 (ko) | 알루미늄 합금 스퍼터 타깃 및 이를 형성하는 방법 | |
| US4486244A (en) | Method of producing superplastic aluminum sheet | |
| US4514360A (en) | Wrought single crystal nickel base superalloy | |
| KR100938537B1 (ko) | 고순도 알루미늄 스퍼터 타깃 및 이를 형성하는 방법 | |
| JP3369627B2 (ja) | 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法 | |
| CN115652235B (zh) | Gh4151合金细晶棒材及其制备方法与应用 | |
| GB2291069A (en) | Method of manufacturing sheets made of alloy 718 for the superplastic forming of parts therefrom | |
| RU2691471C1 (ru) | Способ изготовления листового проката из титанового сплава марки вт8 | |
| US5074925A (en) | Thermomechanical fabrication of net shape single crystal airfoils | |
| KR20190076749A (ko) | 타이타늄 합금의 처리 방법 | |
| US5223053A (en) | Warm work processing for iron base alloy | |
| Wang et al. | Investigation on dynamic recrystallization behavior in hot deformed superalloy Inconel 718 | |
| JP3065782B2 (ja) | チタン合金の水素処理方法 | |
| JPH03130351A (ja) | 微細かつ等軸的組識を有するチタン及びチタン合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MK1K | Patent expired |
Free format text: EXPIRED IN NOVEMBER 2002 |