RU2254962C1 - Method for producing nickel-alloy castings - Google Patents
Method for producing nickel-alloy castings Download PDFInfo
- Publication number
- RU2254962C1 RU2254962C1 RU2004101630/02A RU2004101630A RU2254962C1 RU 2254962 C1 RU2254962 C1 RU 2254962C1 RU 2004101630/02 A RU2004101630/02 A RU 2004101630/02A RU 2004101630 A RU2004101630 A RU 2004101630A RU 2254962 C1 RU2254962 C1 RU 2254962C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- casting
- temperature
- mold
- crystallization
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области литейного производства и может быть использовано при получении отливок из интерметаллидных сплавов с направленной и монокристаллической структурой, в частности лопаток авиационных газотурбинных двигателей и стационарных газотурбинных установок, створок ГТД и других деталей ответственного назначения.The invention relates to the field of foundry and can be used to obtain castings from intermetallic alloys with directional and single-crystal structure, in particular blades of aircraft gas turbine engines and stationary gas turbine units, GTE flaps and other critical parts.
Как правило, высокотемпературные лопатки газовых турбин получают методом направленной кристаллизации из супержаропрочных никелевых сплавов. Высокий уровень жаропрочности этих сплавов в интервале температур 900-1100°С достигается благодаря многокомпонентному легированию, сложной термической обработке, в результате которой сплав упрочняется дисперсными частицами γ’-фазы сплава, оптимального размера и морфологии, а также благодаря прогрессивной технологии литья - методу направленной кристаллизации (патенты РФ №2108406, 2190686, 2198233, патенты США №5366695, 5173255, 4725322; патенты Великобритании №2033270, 2100633, 2106138; патенты Франции №2531357, 2614404).As a rule, high-temperature gas turbine blades are produced by directional crystallization from super-heat-resistant nickel alloys. A high level of heat resistance of these alloys in the temperature range 900-1100 ° С is achieved due to multicomponent alloying, complex heat treatment, as a result of which the alloy is hardened by dispersed particles of the γ'-phase of the alloy, optimal size and morphology, and also thanks to the progressive casting technology - directional crystallization method (RF patents No. 2108406, 2190686, 2198233, US patents No. 5366695, 5173255, 4725322; UK patents No. 2033270, 2100633, 2106138; French patents No. 2531357, 2614404).
Основным недостатком всех перечисленных аналогов является, как правило, необходимость применения высокотемпературной многоступенчатой длительной термообработки, в особенности сплавов, легированных танталом и рением, для формирования оптимальной структуры и свойств жаропрочных сплавов независимо от способа их получения, а также их интенсивное разупрочнение при кратковременных забросах температур до 1150-1200°С при эксплуатации изделия.The main disadvantage of all of these analogues is, as a rule, the need to use high-temperature multi-stage long-term heat treatment, in particular alloys doped with tantalum and rhenium, to form the optimal structure and properties of heat-resistant alloys, regardless of the method of their preparation, as well as their intense softening during short-term temperature drops up to 1150-1200 ° С during operation of the product.
Известны конструкционные материалы на основе интерметаллида Ni3АI, в которых в отличие от традиционных никелевых сплавов, упрочнение достигается не за счет выделения дисперсных упрочняющих частиц, а в результате образования упорядоченной структуры на основе интерметаллидного соединения Ni3АI. Интерметаллидные сплавы экономно легированы, имеют более низкую плотность, чем жаропрочные сплавы. Структура этого класса материалов термостабильна до температуры 1250°С, что позволяет их применять для изготовления теплонагруженных деталей ГТД (элементов камер сгорания, створок реактивного сопла, лопаток турбин и др.) и получать методом точного литья (статья: Е.Н.Каблов, В.П.Бунтушкин и др. “Сплав на основе интерметаллида Ni3Аl - перспективный материал для лопаток турбин”, “Металловедение и термобработка металлов”, №7, 2002 г., стр.16-19).Known structural materials based on intermetallic Ni 3 AI, in which, unlike traditional nickel alloys, hardening is achieved not due to the allocation of dispersed reinforcing particles, but as a result of the formation of an ordered structure based on the intermetallic compound Ni 3 AI. Intermetallic alloys are economically alloyed and have a lower density than heat-resistant alloys. The structure of this class of materials is thermostable to a temperature of 1250 ° C, which allows them to be used for the manufacture of heat-loaded gas turbine engine parts (elements of combustion chambers, jet nozzle flaps, turbine blades, etc.) and obtained by precision casting (article: E.N. Kablov, V .P. Buntushkin et al. “Ni 3 Al Intermetallic Alloy - A Promising Material for Turbine Blades”, “Metallurgy and Heat Treatment of Metals”, No. 7, 2002, pp. 16-19).
Поскольку интерметаллидные сплавы не чувствительны к термообработке, то повышение эксплуатационных свойств в изделиях из сплавов этого класса возможно лишь путем получения оптимальной структуры в процессе литья и направленной кристаллизации. Существующие методы литья не обеспечивают достаточной жаропрочности этих сплавов в интервале температур 900-1100°С.Since intermetallic alloys are not sensitive to heat treatment, an increase in performance in products from alloys of this class is possible only by obtaining the optimal structure during casting and directional crystallization. Existing casting methods do not provide sufficient heat resistance of these alloys in the temperature range 900-1100 ° C.
Наиболее близким по технической сущности к предлагаемому способу является способ получения монокристаллических отливок из литейных никелевых сплавов.Closest to the technical nature of the proposed method is a method for producing single crystal castings from foundry nickel alloys.
Согласно прототипу монокристаллические отливки из жаропрочных никелевых сплавов получают методом направленной кристаллизации с применением тугоплавких затравок путем размещения формы с затравкой в нагревателе, имеющем участки с постоянным в средней части и с переменным у торцов температурными полями, в области постоянного по высоте теплового поля. Нагрев формы ведут до температуры выше температуры ликвидуса жаропрочного сплава с расположением затравки в области температур ниже температуры ликвидуса сплава затравки. Форму после заполнения жаропрочным сплавом перемещают до погружения в охладитель со скоростью 2-1000 мм/мин до положения затравки не ниже уровня, соответствующего изотерме ликвидус жаропрочного сплава, а дальнейшее перемещение осуществляют со скоростью погружения (патент РФ №2010672).According to the prototype, single-crystal castings from heat-resistant nickel alloys are obtained by directional crystallization using refractory seeds by placing a mold with a seed in a heater having sections with constant in the middle part and with temperature fields variable at the ends, in the region of a constant thermal field of height. The molds are heated to a temperature above the liquidus temperature of the heat-resistant alloy with the seed in the temperature range below the liquidus temperature of the seed alloy. After filling with a heat-resistant alloy, the mold is moved to immersion in the cooler at a speed of 2-1000 mm / min to a seed position not lower than the level corresponding to the liquidus isotherm of the heat-resistant alloy, and further movement is carried out at a speed of immersion (RF patent No. 2010672).
Недостатком способа, изложенного в прототипе, является невозможность получения оптимальной структуры в отливках в процессе плавки и направленной кристаллизации для обеспечения эксплуатационных свойств интерметаллидных сплавов, необходимость применения термообработки для всех отливок из жаропрочных сплавов, полученных в диапазоне указанных скоростей перемещения формы с расплавом с целью оптимизации размеров структурных составляющих и повышения эксплуатационных характеристик сплава.The disadvantage of the method described in the prototype is the impossibility of obtaining the optimal structure in the castings during the melting and directed crystallization to ensure the operational properties of intermetallic alloys, the need for heat treatment for all castings made of heat-resistant alloys obtained in the range of the indicated speeds of the mold with the melt in order to optimize dimensions structural components and improve the operational characteristics of the alloy.
Технической задачей предлагаемого изобретения является повышение жаропрочности интерметаллидных никелевых литейных сплавов в литых изделиях с монокристаллической и направленной структурой и повышение качества отливок за счет получения оптимальной структуры сплава в процессе литья и направленной кристаллизации без применения специальной термической обработки.The technical task of the invention is to increase the heat resistance of intermetallic nickel cast alloys in cast products with a single crystal and directional structure and to improve the quality of castings by obtaining the optimal alloy structure during casting and directional crystallization without the use of special heat treatment.
Для достижения поставленной задачи предлагается способ получения отливки из литейного никелевого сплава направленной кристаллизацией с использованием тугоплавкой затравки, включающий размещение керамической формы с затравкой в нагревателе, имеющем участки с постоянным в средней части и с переменным у торцов температурными полями, нагрев формы выше температуры ликвидуса жаропрочного сплава с расположением затравки в области температур ниже температуры ликвидуса сплава затравки, заполнение формы расплавом и погружение в охладитель, отличающийся тем, что в качестве литейного никелевого сплава используют интерметаллидный никелевый сплав, расплав которого перед заливкой в форму перегревают, вначале на 250-290°С выше температуры ликвидус сплава с выдержкой не более 3 мин, затем - на 170-220°С выше температуры ликвидус сплава с выдержкой не более 10 мин, затем охлаждают до температуры заливки со скоростью 10-50 град/мин. После кристаллизации форму с отливкой перемещают обратно из охладителя в нагреватель и выдерживают при температуре 1100-1150°С не менее 15-20 минут. Направленную кристаллизацию осуществляют при скорости охлаждения 40-240 град/мин, а заливку расплава проводят в керамические формы с тугоплавкой монокристаллической затравкой ориентации [111].To achieve this objective, a method is proposed for producing castings from a cast nickel alloy by directional crystallization using refractory seed, including the placement of a ceramic mold with a seed in a heater having sections with constant temperature fields in the middle part and with variable ends at the ends, heating the mold above the liquidus temperature of a heat-resistant alloy with the location of the seed in the temperature range below the liquidus temperature of the seed alloy, filling the form with a melt and immersion in a cooler characterized in that an intermetallic nickel alloy is used as a casting nickel alloy, the melt of which is overheated before pouring into the mold, at first 250-290 ° C higher than the liquidus temperature of the alloy with a holding time of no more than 3 minutes, then 170-220 ° C higher the liquidus temperature of the alloy with a holding time of not more than 10 min, then it is cooled to the pouring temperature at a speed of 10-50 deg / min. After crystallization, the casting mold is moved back from the cooler to the heater and held at a temperature of 1100-1150 ° C for at least 15-20 minutes. Directional crystallization is carried out at a cooling rate of 40-240 deg / min, and the melt is cast into ceramic forms with a refractory single crystal orientation seed [111].
В соответствии с диаграммой состояния Ni-Al интерметаллидные литейные никелевые сплавы с 7-9,5% AI имеют основу – γ‘-фазу (легированное соединение Ni3Аl) с прослойками - γ-фазы до 10%. Интерметаллидные сплавы дополнительно могут содержать β-фазу (NiAl). Установлено, что если в микроструктуре сплава содержится незначительное количество этой фазы, то они имеют более высокую жаропрочность при Т=900-1200°С, чем сплавы, в которых эта фаза отсутствует.According to the state diagram of Ni-Al, intermetallic cast nickel alloys with 7-9.5% AI have a base - the γ'-phase (doped Ni 3 Al compound) with interlayers of the γ-phase up to 10%. Intermetallic alloys may additionally contain β-phase (NiAl). It was established that if an insignificant amount of this phase is contained in the microstructure of the alloy, then they have higher heat resistance at T = 900-1200 ° С than alloys in which this phase is absent.
Микроструктурные исследования показали, что если расплав интерметаллидного никелевого сплава перед заливкой его в форму перегревают в тигле на 250-290°С выше температуры ликвидус (Тлик.) сплава с выдержкой не более 3 мин, то микроструктура сплава состоит из матрицы сплава – γ‘-фазы, прослоек - γ-фазы и дополнительно содержит до 5% β-фазы, окруженной выделениями γ‘эвт. При этом вокруг β-фазы концентрируются такие элементы, как Мо, Со, замедляющие диффузионные процессы в сплаве, и следовательно, процесс разупрочнения сплава.Microstructural studies have shown that if the melt of the intermetallic nickel alloy is overheated in a crucible 250-290 ° C above the liquidus temperature (Tlic.) Of the alloy with a holding time of no more than 3 min, then the alloy microstructure consists of the alloy matrix - γ'- phase, interlayer - γ-phase and additionally contains up to 5% of the β-phase, surrounded by emissions of γ'eut. At the same time, elements such as Mo and Co are concentrated around the β phase, which slow down diffusion processes in the alloy and, therefore, the process of softening of the alloy.
Если перегрев расплава в тигле составляет менее чем на 250°С выше Тлик. сплава, то β-фаза в сплаве отсутствует. При перегревах расплава в тигле более чем на 290°С выше Тлик. сплава начинается процесс взаимодействия расплава и материала тигля, что вызывает изменение химического и фазового состава сплава и ухудшение его жаропрочных характеристик.If the overheating of the melt in the crucible is less than 250 ° C higher than Tlic. alloy, the β-phase in the alloy is absent. Upon overheating of the melt in the crucible more than 290 ° C higher than Tlic. Alloy begins the process of interaction of the melt and the crucible material, which causes a change in the chemical and phase composition of the alloy and the deterioration of its heat-resistant characteristics.
Второй перегрев расплава в тигле индуктора проводят при температуре выше на 170-220°С Тлик. сплава в течение не более 10 мин с целью очистки расплава перед сливом. При перегреве расплава менее чем на 170°С выше Тлик. сплава эффект очистки расплава не проявляется.The second overheating of the melt in the crucible of the inductor is carried out at a temperature above 170-220 ° C. Tlick. alloy for no more than 10 minutes in order to clean the melt before draining. When the melt overheats less than 170 ° C higher than Tlic. alloy, the melt cleaning effect is not manifested.
Охлаждение расплава в тигле после первого перегрева проводят с фиксированной скоростью не более 10-50 град/мин. При повышенных скоростях охлаждения (более 50 град/мин) в расплаве возможно выпадение нежелательных избыточных фаз, являющихся дополнительными гетерогенными центрами кристаллизации. Снижение скорости до значений, ниже указанного диапазона, технологически нецелесообразно из-за увеличения всего времени техпроцесса.The melt is cooled in the crucible after the first overheating is carried out with a fixed speed of not more than 10-50 deg / min. At increased cooling rates (more than 50 deg / min), undesirable excess phases, which are additional heterogeneous crystallization centers, may precipitate in the melt. The decrease in speed to values below the specified range is technologically impractical due to the increase in the entire process time.
Направленную кристаллизацию отливок из интерметаллидного никелевого сплава осуществляют при скорости охлаждения в диапазоне от 40 до 240 град/мин в зависимости от поперечного сечения отливки и состава сплава.Directed crystallization of castings from intermetallic nickel alloy is carried out at a cooling rate in the range from 40 to 240 deg / min depending on the cross section of the casting and alloy composition.
После окончания кристаллизации формы с отливками перемещают из зоны охлаждения в нагреватель при температурах, не превышающих 1100-1150°С в зависимости от Тсолидус заливаемого сплава, и выдерживают 15-20 мин для снятия литейных напряжений.After crystallization is completed, molds with castings are moved from the cooling zone to the heater at temperatures not exceeding 1100-1150 ° C, depending on the Tsolidus of the alloy being poured, and held for 15-20 minutes to relieve casting stresses.
Пример 1. В вакуумной установке УВНК-9 для направленной кристаллизации отливали монокристаллические образцы диаметром 16 мм, длиной 150 мм из нового интерметаллидного сплава типа ВКНА, содержащего 1% Re (Тлик. = 1390°С). Сплав в количестве 8 кг загружали в индукционную плавильную печь установки. В печи подогрева форм на специальной подвеске размещали два блока керамических форм с установленными в них тугоплавкими затравками с кристаллографической ориентацией [111]. В установке создавали вакуум 1·10-3 мм рт.ст. Включали печь подогрева форм и проводили нагрев форм до температуры 1540±10°С. В индукционной печи расплавляли мерную шихтовую заготовку сплава ВКНА, перегревали расплав до температуры 1680°С, что на 290°С выше Тлик. сплава, выдерживали при этой температуре 3 минуты, охлаждали расплав со скоростью 50 град/мин до 1500°С, осуществляли второй перегрев до температуры 1610°С (на 220°С выше Тлик. сплава), выдерживали при этой температуре 10 мин, доводили температуру расплава до 1540±10°С и заливали его в горячие формы путем поворота индуктора. После 1-2 минут выдержки расплава в форме начинали процесс направленной кристаллизации путем перемещения формы с расплавом из зоны нагрева в зону охлаждения со скоростью 8 мм/мин, что эквивалентно скорости охлаждения 40 град/мин. После окончания процесса кристаллизации в печи подогрева форм устанавливали температуру 1150°С и выдерживали отливки в формах при указанной температуре 15-20 минут для снятия литейных напряжений. После чего формы с образцами с помощью механизма горизонтального перемещения транспортировали в шлюзовую камеру установки и извлекали в атмосферу цеха. Образцы очищали от керамики, выявляли макроструктуру образцов путем травления в смеси соляной кислоты и перекиси водорода. Из 18 полученных образцов 17 имели монокристаллическую структуру, что составляет 94%.Example 1. In the UVVNK-9 vacuum apparatus for directional crystallization, single-crystal samples with a diameter of 16 mm and a length of 150 mm were cast from a new intermetallic alloy of the VKNA type containing 1% Re (Tlic. = 1390 ° C). Alloy in the amount of 8 kg was loaded into the induction melting furnace of the installation. Two blocks of ceramic molds with refractory seeds with crystallographic orientation [111] were installed in a mold heating furnace on a special suspension. The installation created a vacuum of 1 · 10 -3 mm RT.article. The mold heating furnace was turned on and the molds were heated to a temperature of 1540 ± 10 ° C. In the induction furnace, the measured charge preparation of the VKNA alloy was melted, the melt was overheated to a temperature of 1680 ° C, which is 290 ° C higher than Tlic. alloy, kept at this temperature for 3 minutes, cooled the melt at a speed of 50 deg / min to 1500 ° C, carried out a second overheat to a temperature of 1610 ° C (220 ° C above Tlick alloy), kept at this temperature for 10 minutes, brought the temperature melt to 1540 ± 10 ° C and poured it into hot molds by rotating the inductor. After 1-2 minutes of holding the melt in the mold, the process of directed crystallization was started by moving the mold with the melt from the heating zone to the cooling zone at a speed of 8 mm / min, which is equivalent to a cooling rate of 40 deg / min. After the crystallization process was completed in a mold heating furnace, a temperature of 1150 ° C was set and molds were held at the indicated temperature for 15-20 minutes to relieve casting stresses. After that, the molds with the samples were transported to the airlock of the installation using the horizontal movement mechanism and removed into the atmosphere of the workshop. The samples were purified from ceramics, the macrostructure of the samples was revealed by etching in a mixture of hydrochloric acid and hydrogen peroxide. Of the 18 samples obtained, 17 had a single crystal structure, which is 94%.
Пример 2. Аналогично примеру 1 на установке УВНК-9 отливали образцы с монокристаллической структурой из безуглеродистого интерметаллидного сплава типа ВКНА, не содержащего рения (Тлик.=1385°С). Расплав вначале перегревали до 1635°С, что на 250°С выше Тлик. сплава и охлаждали со скоростью 10 град/мин до Т=1500°С, а затем доводили температуру расплава до Т=1555°С (на 170°С выше Тлик. сплава), выдерживали 10 мин и заливали при Т=1540°С. Скорость охлаждения сплава при кристаллизации составляла 240 град/мин. После окончания процесса кристаллизации в печи подогрева форм устанавливали температуру 1100°С и выдерживали отливки в формах при этой температуре 20 минут. Выход годного по структуре около 90%.Example 2. Analogously to example 1, at a UVK-9 installation, samples with a single crystal structure were cast from a carbon-free intermetallic alloy of the VKNA type containing no rhenium (Tlic. = 1385 ° C). The melt was first overheated to 1635 ° C, which is 250 ° C higher than Tlic. alloy and cooled at a speed of 10 deg / min to T = 1500 ° C, and then the temperature of the melt was brought to T = 1555 ° C (170 ° C higher than Tlic. alloy), kept for 10 minutes and filled at T = 1540 ° C. The cooling rate of the alloy during crystallization was 240 deg / min. After the crystallization process was completed in a mold heating furnace, a temperature of 1100 ° C was set and molds were held at this temperature for 20 minutes. The yield of structure is about 90%.
Пример 3. Для отливки лопаток малоразмерного двигателя с направленной по всей высоте структурой на установке УВНК-9 использовали наиболее экономно легированный сплав серии ВКНА, без кобальта и рения с Тлик. сплава=1365°С, который заливали в лопаточные формы без затравок. Технологический процесс плавки и кристаллизации лопаток был аналогичен примеру 1. Температура первого перегрева составила 1655°С, температура второго перегрева 1585°С, охлаждение расплава до температуры заливки 50 град/мин. Скорость охлаждения расплава при кристаллизации 40 град/мин, температура выдержки отливок после кристаллизации в нагревателе 1150°С, 20 мин. Все полученные лопатки имели направленную структуру (выход годного 100%).Example 3. For casting the blades of a small engine with a structure directed along the entire height at the UVK-9 installation, the most economically alloyed alloy of the VKNA series was used, without cobalt and rhenium with Tlick. alloy = 1365 ° C, which was poured into blade forms without seed. The technological process of melting and crystallization of the blades was similar to Example 1. The temperature of the first superheat was 1655 ° С, the temperature of the second superheat was 1585 ° С, and the melt was cooled to a pouring temperature of 50 deg / min. The melt cooling rate during crystallization is 40 deg / min, the holding temperature of castings after crystallization in a heater is 1150 ° C, 20 min. All blades obtained had a directional structure (yield 100%).
В микроструктуре всех отливок, полученных по предлагаемому способу, присутствуют фазы: γ’-матрица. сплава, в которой равномерно распределены более пластичные прослойки γ-фазы толщиной 0,7-0,9 мкм, а в междендритных областях имеются включения эвтектической (γ’+β) фазы, не создающие протяженных непрерывных цепочек и являющиеся дополнительной упрочняющей фазой в этом сплаве (см. чертеж - а, б).In the microstructure of all castings obtained by the proposed method, there are phases: γ’-matrix. alloy, in which more plastic interlayers of the γ-phase 0.7-0.9 μm thick are uniformly distributed, and in the interdendritic regions there are inclusions of the eutectic (γ '+ β) phase, which do not create extended continuous chains and are an additional strengthening phase in this alloy (see drawing - a, b).
На той же установке получали отливки образцов из интерметаллидного сплава, аналогичного по составу примеру 2, с использованием способа по прототипу. На чертеже (в) видны крупные выделения эвтектической γ’-фазы, которые могут образовывать цепочки по границам дендритов. β-фаза в данном случае в сплаве отсутствует.At the same installation received castings of samples from an intermetallic alloy, similar in composition to example 2, using the method of the prototype. In drawing (c), large precipitates of the eutectic γ’ phase are visible, which can form chains along the boundaries of dendrites. The β phase in this case is absent in the alloy.
Результаты экспериментов и некоторые механические свойства полученных образцов представлены в таблице.The experimental results and some mechanical properties of the obtained samples are presented in the table.
Предложенный способ получения отливок из литейных никелевых сплавов на основе интерметаллида Ni3Аl обеспечивает высокий выход годного (до 94% при литье с монокристаллической структурой по сравнению с прототипом 65%), повышение механических свойств сплавов (время до разрушения при Т-1100°С увеличивается более чем в 2 раза) благодаря созданию оптимальной структуры в процессе литья и направленной кристаллизации без применения дополнительной термообработки отливок.The proposed method for producing castings from foundry nickel alloys based on Ni 3 Al intermetallic alloy provides a high yield (up to 94% when casting with a single crystal structure compared to the prototype 65%), increasing the mechanical properties of alloys (the time to failure at T-1100 ° C increases more than 2 times) due to the creation of an optimal structure during casting and directional crystallization without the use of additional heat treatment of castings.
Claims (3)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2004101630/02A RU2254962C1 (en) | 2004-01-22 | 2004-01-22 | Method for producing nickel-alloy castings |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2004101630/02A RU2254962C1 (en) | 2004-01-22 | 2004-01-22 | Method for producing nickel-alloy castings |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2254962C1 true RU2254962C1 (en) | 2005-06-27 |
Family
ID=35836546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2004101630/02A RU2254962C1 (en) | 2004-01-22 | 2004-01-22 | Method for producing nickel-alloy castings |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2254962C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2605023C2 (en) * | 2011-08-09 | 2016-12-20 | Снекма | Method of casting monocrystalline metal parts |
| RU2612672C1 (en) * | 2015-11-25 | 2017-03-13 | Акционерное общество "Научно-производственный центр газотурбостроения "Салют" (АО "НПЦ газотурбостроения "Салют") | Method for producing monochrystalline rotor blades of gas turbines |
| CN114032483A (en) * | 2021-11-22 | 2022-02-11 | 成都兴宇精密铸造有限公司 | Preparation method and device of high-temperature alloy fine-grain casting |
-
2004
- 2004-01-22 RU RU2004101630/02A patent/RU2254962C1/en active
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2605023C2 (en) * | 2011-08-09 | 2016-12-20 | Снекма | Method of casting monocrystalline metal parts |
| US9731350B2 (en) | 2011-08-09 | 2017-08-15 | Snecma | Method of casting monocrystalline metal parts |
| RU2612672C1 (en) * | 2015-11-25 | 2017-03-13 | Акционерное общество "Научно-производственный центр газотурбостроения "Салют" (АО "НПЦ газотурбостроения "Салют") | Method for producing monochrystalline rotor blades of gas turbines |
| CN114032483A (en) * | 2021-11-22 | 2022-02-11 | 成都兴宇精密铸造有限公司 | Preparation method and device of high-temperature alloy fine-grain casting |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11511336B2 (en) | Hybrid turbine blade for improved engine performance or architecture | |
| JP4659164B2 (en) | Unidirectionally solidified cast product and manufacturing method thereof | |
| US20190168296A1 (en) | Multi-Shot Casting | |
| Versnyder et al. | The development of columnar grain and single crystal high temperature materials through directional solidification | |
| US3847203A (en) | Method of casting a directionally solidified article having a varied composition | |
| US20100071812A1 (en) | Unidirectionally-solidification process and castings formed thereby | |
| FR2654114A1 (en) | NICKEL BASED SUPERALLOYS FOR PRODUCING PARTS WITH A MONOCRYSTALLINE STRUCTURE, PARTS OBTAINED THEREBY, AND THERMAL TREATMENT METHODS THEREOF. | |
| US5925198A (en) | Nickel-based superalloy | |
| JP2007211273A (en) | Nickel-based superalloy for unidirectional solidification superior in strength, corrosion resistance and oxidation resistance, and manufacturing method therefor | |
| KR100718405B1 (en) | Controlling casting grain spacing | |
| US3942581A (en) | Method and apparatus for casting directionally solidified articles | |
| RU2254962C1 (en) | Method for producing nickel-alloy castings | |
| US6383448B1 (en) | Nickel-based superalloy | |
| JPH0119992B2 (en) | ||
| US11597005B2 (en) | Controlled grain microstructures in cast alloys | |
| JP4607490B2 (en) | Nickel-base superalloy and single crystal casting | |
| RU2230821C1 (en) | Method of high-heat treatment of a casting made out of heat-resistant monocrystalline nickel alloy | |
| RU2185929C2 (en) | Method for producing ingots with monocrystalline structure and article produced by method | |
| RU2775419C1 (en) | ALLOY BASED ON Ni3Al INTERMETALLIC COMPOUND AND METHOD FOR ITS PRODUCTION | |
| RU2824506C1 (en) | ALLOY BASED ON INTERMETALLIC COMPOUND Ni3Al, METHOD OF ITS PRODUCTION AND METHOD OF MAKING ARTICLES FROM IT | |
| RU2186144C1 (en) | Refractory nickel alloy for single-crystal casting and product made from this alloy | |
| Toloraya et al. | Formation of single-crystal structure of large-size cast GTE and GTU turbine blades in facilities for high-gradient directed crystallization | |
| RU2155651C1 (en) | Method for making castings with directional and monocrystalline structure | |
| RU1833581C (en) | Method to produce casting with directed structure | |
| JPS5857005A (en) | Gas contact blade |