RU2485204C1 - Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting - Google Patents
Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting Download PDFInfo
- Publication number
- RU2485204C1 RU2485204C1 RU2012121902/02A RU2012121902A RU2485204C1 RU 2485204 C1 RU2485204 C1 RU 2485204C1 RU 2012121902/02 A RU2012121902/02 A RU 2012121902/02A RU 2012121902 A RU2012121902 A RU 2012121902A RU 2485204 C1 RU2485204 C1 RU 2485204C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- heat treatment
- alloy
- phase
- heat
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии сплавов, а именно к термической обработке отливок из безуглеродистых жаропрочных никелевых сплавов с монокристаллической структурой, предназначенных преимущественно для производства литых турбинных лопаток авиационных, транспортных и промышленных газотурбинных двигателей.The invention relates to the field of metallurgy of alloys, namely, the heat treatment of castings of carbon-free heat-resistant nickel alloys with a single crystal structure, intended primarily for the production of cast turbine blades for aircraft, transport and industrial gas turbine engines.
Термическая обработка отливок монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) является финишным этапом формирования микроструктуры, обеспечивающей в дальнейшем максимальную жаропрочность. Поэтому наряду с поиском новых составов сплавов не меньшее внимание уделяется разработке режимов термической обработки, которая в данном случае имеет большее значение, чем для сплавов традиционного легирования. Как правило, такая термическая обработка является многостадийной и состоит из гомогенизации и двух этапов старения.The heat treatment of castings of monocrystalline heat-resistant nickel alloys (VHF) is the final stage of the formation of the microstructure, providing further maximum heat resistance. Therefore, along with the search for new alloy compositions, no less attention is paid to the development of heat treatment modes, which in this case is more important than for traditional alloys. As a rule, such a heat treatment is multistage and consists of homogenization and two stages of aging.
Известен способ термической обработки, применяющийся для монокристаллических отливок ЖНС, включающий три этапа - на первом этапе детали нагревают до температур в интервале от температуры полного растворения γ'-фазы до температуры плавления эвтектики (1300…1320°С), выдерживают от нескольких минут до нескольких часов и охлаждают со скоростью более 100 град/мин; на втором производят нагрев детали до температуры, близкой к рабочей температуре 1030…1050°С (старение 1), выдерживают и охлаждают со скоростью более 100 град/мин; на третьем этапе детали нагревают до температуры 870…900°С (старение 2), выдерживают и охлаждают (Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов/ Р.Е.Шалин, И.Л.Светлов, Е.Б.Качанов и др. - М.: Машиностроение, 1997, с.51-52) - аналог.There is a known method of heat treatment used for single-crystal castings of VHF, which includes three stages - at the first stage, the parts are heated to temperatures in the range from the temperature of complete dissolution of the γ'-phase to the melting temperature of the eutectic (1300 ... 1320 ° C), withstand from several minutes to several hours and cooled at a speed of more than 100 deg / min; on the second, the part is heated to a temperature close to the working temperature of 1030 ... 1050 ° C (aging 1), it is kept and cooled at a speed of more than 100 deg / min; at the third stage, the parts are heated to a temperature of 870 ... 900 ° C (aging 2), aged and cooled (Single crystals of nickel heat-resistant alloys / R.E.Shalin, I.L. Svetlov, E.B. Kachanov and others - M .: Engineering, 1997, p.51-52) - analogue.
Недостатком этого способа является увеличение размера литейных микропор и суммарного количества микропор в результате термической обработки, что приводит к снижению прочностных характеристик сплава, например, таких, как временное сопротивление разрыву (σв), условный предел текучести (σ0,2) и пластичность (δ).The disadvantage of this method is the increase in the size of casting micropores and the total number of micropores as a result of heat treatment, which leads to a decrease in the strength characteristics of the alloy, for example, such as tensile strength (σ in ), conditional yield strength (σ 0.2 ) and ductility ( δ).
Известны способы термической обработки ЖНС, включающие многоступенчатые нагревы и изотермические выдержки (Каблов Е.Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей (сплавы, технологии, покрытия). М.: МИСиС, 2001 г., с.108-116; патент RU №2230821 С1, 21.03.2003) - аналог.Known methods for heat treatment of VHF, including multi-stage heating and isothermal exposure (Kablov E.N. Cast blades of gas turbine engines (alloys, technologies, coatings). M: MISiS, 2001, p.108-116; patent RU No. 2230821 C1 March 21, 2003) - an analogue.
Недостатками этих способов является большая длительность процесса термической обработки, а также не устраняемая в процессе обработки дендритная ликвация, что может приводить к уменьшению прочностных свойств ЖНС (σ0,2; σв; δ).The disadvantages of these methods is the long duration of the heat treatment process, as well as dendritic segregation that cannot be eliminated during processing, which can lead to a decrease in the strength properties of VHS (σ 0.2 ; σ in ; δ).
Наиболее близким по технической сущности и назначению является способ обработки отливок из жаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья, включающий термическую обработку отливок, а в качестве термической обработки использует гомогенизацию и старение, причем гомогенизацию проводят путем нагрева до температуры (Тпр-15°С)≤Тгом≥(Тпр+10оС), где Тпр - температура полного растворения γ' -фазы в сплаве, выдержки при данной температуре и охлаждения со скоростью 50-100 град/мин (патент RU №2361012 С1, 10.07.2009), принятым за прототип.The closest in technical essence and purpose is a method of processing castings of heat-resistant nickel alloys for single-crystal casting, including heat treatment of castings, and uses heat treatment to homogenize and aging, moreover, homogenization is carried out by heating to a temperature (T CR -15 ° C) ≤ T hom ≥ (T ol + 10 о С), where T ol is the temperature of complete dissolution of the γ 'phase in the alloy, holding at a given temperature and cooling at a speed of 50-100 deg / min (patent RU No. 2361012 C1, 07/10/2009 ) adopted as a prototype.
Недостатком данного решения является то, что даже после оптимальной термообработки монокристаллические ЖНС не обладают высокими механическими свойствами, например σ0,2; σв; δ.The disadvantage of this solution is that even after optimal heat treatment, single-crystal VHFs do not have high mechanical properties, for example, σ 0.2 ; σ in ; δ.
Технической задачей настоящего изобретения является разработка способа термической обработки отливок из безуглеродистых жаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья, который бы обеспечил повышение механических свойств изделий, изготовленных из этих сплавов.An object of the present invention is to develop a method for heat treatment of castings of carbon-free heat-resistant nickel alloys for single-crystal casting, which would provide an increase in the mechanical properties of products made from these alloys.
Указанный технический результат достигается тем, что в предлагаемом способе термической обработки отливок из безуглеродистых жаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья отливки после гомогенизации и двухступенчатого старения подвергают дополнительной термической обработке путем нагрева до температуры 1100±10°С≤Тто≤(Тир γ' - 10°С), где Тир γ' - температура интенсивного растворения γ' -фазы в сплаве, выдержки при данной температуре и охлаждения со скоростью не менее 50 град/мин.The specified technical result is achieved by the fact that in the proposed method of heat treatment of castings of carbon-free heat-resistant nickel alloys for single-crystal casting, castings after homogenization and two-stage aging are subjected to additional heat treatment by heating to a temperature of 1100 ± 10 ° С≤Т then ≤ (Т и γ ' - 10 ° C), where T ir γ ' is the temperature of intensive dissolution of the γ' phase in the alloy, holding at a given temperature and cooling at a speed of at least 50 deg / min.
Проведены экспериментальные исследования тонкой структуры, химического и фазового состава монокристаллического ЖНС ЖС36-ВИ, размера и состава γ - и γ' - фаз в сплаве после различных термических обработок (Кузнецов В.П., Лесников В.П. и др. Структурные и фазовые превращения в монокристаллическом сплаве ЖС36-ВИ [001] после выдержек в интервале температур 1050-1300°С // МиТОМ. 2012. №2. С.38-44).The experimental studies of the fine structure, chemical and phase composition of single-crystal VHS ZhS36-VI, the size and composition of γ - and γ '- phases in the alloy after various heat treatments (Kuznetsov V.P., Lesnikov V.P. et al. Structural and phase transformations in the ZhS36-VI [001] single crystal alloy after holdings in the temperature range 1050–1300 ° C // MiTOM. 2012. No. 2. P.38-44).
Получение монокристаллических образцов с кристаллографической ориентацией (КГО) [001] осуществляли в промышленных условиях на установках типа УВНК-8П без жидкометаллического охладителя со скоростью кристаллизации 3 мм/мин. КГО задавали затравками из Ni-W -сплава. Отклонение ростовой структуры от КГО [001] не превышало 4°.The preparation of single-crystal samples with crystallographic orientation (KGO) [001] was carried out under industrial conditions at UVK-8P-type plants without a liquid metal cooler with a crystallization rate of 3 mm / min. KGO was set with seeds from a Ni-W alloy. The deviation of the growth structure from KGO [001] did not exceed 4 °.
Термическая обработка сплава ЖС36-ВИ состояла из гомогенизирующей выдержки при 1310±10°С в течение 4 ч, последующей закалки со скоростью охлаждения не ниже 100°С/мин и двухступенчатого старения при 1030±10°С, τ=4 часа и 870±10°С, τ=32 часа.The heat treatment of the ZhS36-VI alloy consisted of a homogenizing exposure at 1310 ± 10 ° C for 4 h, subsequent quenching with a cooling rate of at least 100 ° C / min and two-stage aging at 1030 ± 10 ° C, τ = 4 hours and 870 ± 10 ° C, τ = 32 hours.
Охлаждение со скоростью от 50 до 100 град/мин обусловлено тем, что при такой регламентации скорости охлаждения, с одной стороны, удается зафиксировать при комнатной температуре микроструктуру сплава, сформировавшуюся при термической обработке.Cooling at a speed of 50 to 100 deg / min is due to the fact that with this regulation of the cooling rate, on the one hand, it is possible to fix the alloy microstructure formed at heat treatment at room temperature.
После стандартной термической обработки для сплава ЖС36-ВИ типична структура, представленная на рис.1. Видно, что в результате такой обработки получена однородная, дисперсная (γ+γ') -структура с высокой объемной долей упрочняющей γ' -фазы (75%) размером 0,3-0,4 мкм (Рис 1).After standard heat treatment, the structure shown in Fig. 1 is typical for the ZhS36-VI alloy. It is seen that as a result of this treatment, a homogeneous, dispersed (γ + γ ') structure with a high volume fraction of the strengthening γ' phase (75%) of 0.3-0.4 μm in size was obtained (Fig. 1).
Частицы γ' -фазы имеют характерную кубоидную форму. Электронографический и микродифракционный анализ показывают, что частицы γ' -фазы выстроены в направлениях типа [100]γ монокристалла.Particles of the γ 'phase have a characteristic cuboid shape. Electron diffraction and microdiffraction analysis show that the particles of the γ 'phase are aligned in the directions of the [100] γ single crystal type.
На специальных образцах из сплава ЖС36-ВИ были исследованы калориметрические эффекты (ДСК) при нагреве со скоростью 20°С/мин в термоанализаторе. На кривых ДСК наблюдаются экзо - и эндотермические пики реакций в образце. По кривым ДСК и их производных (dДСК) были определены температуры фазовых переходов в сплаве: начальная, пиковая и конечная.Calorimetric effects (DSC) during heating at a rate of 20 ° C / min in a thermal analyzer were studied on special samples from ZhS36-VI alloy. On the DSC curves, exo - and endothermic reaction peaks in the sample are observed. The DSC and their derivatives (dDSK) curves were used to determine the phase transition temperatures in the alloy: initial, peak, and final.
Пик ДСК при 874°С в процессе нагрева соответствует начальным процессам растворения γ' -фазы в твердом растворе, а в интервале до 1000°С происходит растворение γ' -частиц, имеющих бимодальное распределение по размерам. При 1245°С γ' -фаза начинает интенсивно растворяться, а при 1312°С происходит полное растворение γ' -фазы и остатков неравновесной эвтектики (γ+γ'), а сплав переходит в однофазное состояние γ -твердого раствора.The DSC peak at 874 ° С during heating corresponds to the initial processes of dissolution of the γ 'phase in a solid solution, and in the range up to 1000 ° C, γ' particles with a bimodal size distribution dissolve. At 1245 ° C, the γ 'phase begins to dissolve intensively, and at 1312 ° C, the γ' phase and the residues of the nonequilibrium eutectic (γ + γ ') completely dissolve, and the alloy passes into the single-phase state of the γ-solid solution.
В процессе длительных выдержек в интервале температур 1100…1200°С первичная γ' -фаза сплава ЖС36-ВИ [001] теряет свою кубоидную огранку, происходит ее сращивание и рост размера. Движущей силой такого изменения морфологии γ/γ' -структуры сплава под влиянием температуры является несоответствие параметров решеток и модулей упругости γ - и γ' -фаз. При высокотемпературных выдержках в γ' -фазе значительно возрастает концентрация Al, Ti, Nb и резко уменьшается содержание тугоплавких элементов W, Re, Mo, Cr, а также происходит рост прослоек γ - фазы и изменение ее химического состава: обогащение тугоплавкими элементами сплава.During long exposures in the temperature range 1100 ... 1200 ° С, the primary γ 'phase of the ZhS36-VI [001] alloy loses its cuboid facet, it merges and grows in size. The driving force behind such a change in the morphology of the γ / γ 'structure of the alloy under the influence of temperature is the mismatch between the lattice parameters and the elastic moduli of the γ and γ' phases. During high-temperature holdings in the γ 'phase, the concentration of Al, Ti, Nb increases significantly and the content of refractory elements W, Re, Mo, Cr sharply decreases, and the interlayers of the γ phase also grow and their chemical composition changes: enrichment with refractory alloy elements.
При охлаждении после высокотемпературных выдержек в прослойках γ -фазы образуется ультрамелкодисперсная смесь фаз (γн+γ'н). Мелкие частицы γ'н имеют размеры 20-60 нм, а прослойки γн - фазы между частицами γ'н имеют толщину порядка 5-10 нм и также относятся к наноразмерным, что показано на рис.2.Upon cooling after high-temperature holdings, an ultrafine phase mixture (γ n + γ ' n ) is formed in the interlayers of the γ phase. Small particles γ ' n have dimensions of 20-60 nm, and interlayers γ n - phases between particles γ' n have a thickness of the order of 5-10 nm and also belong to nanoscale, as shown in Fig. 2.
Таким образом сплав ЖС36-ВИ после высокотемпературных выдержек в 1100…1200°С и охлаждения имеет следующее структурное состояние: крупная γ'первичная + мелкодисперсная смесь γн/γ'н наноразмерного уровня, как показано на рис.3.Thus, the ZhS36-VI alloy after high temperature holdings of 1100 ... 1200 ° С and cooling has the following structural state: coarse γ ' primary + finely divided mixture γ n / γ' n of nanoscale level, as shown in Fig. 3.
Изменение химического состава γ' - и γ -фаз приводит к значительному изменению параметров кристаллических решеток γ' - и γ -фаз и возникновению напряжений на межфазных границах. При релаксации этих напряжений возникают дислокации на границе γ/γ' -фаз, а также парные дислокации в крупной γ' -фазе. Частицы наноразмерного уровня γ'н формируются практически без дислокационных сеток, поэтому они находятся в более напряженном состоянии, чем частицы первичной γ' -фазы. Частицы γ'н -фазы заполняют каналы γ -фазы в (γ+γ') структуре сплава и обеспечивают сохранение высокой прочности при высоких температурах.A change in the chemical composition of the γ 'and γ phases leads to a significant change in the parameters of the crystal lattices of the γ' and γ phases and the appearance of stresses at the interfaces. Upon relaxation of these stresses, dislocations arise at the boundary of the γ / γ 'phase, as well as pair dislocations in the large γ' phase. Particles of the nanoscale level γ ' n are formed practically without dislocation networks; therefore, they are in a more stressed state than particles of the primary γ' phase. Particles of the γ ' n phase fill the channels of the γ phase in the (γ + γ') structure of the alloy and ensure high strength at high temperatures.
В случае, если температура выдержки ниже 1100°С (≤Тир γ' - 150°С), то в сплаве происходит значительное образование ТПУ - фаз (µ - фазы), вызывающих ухудшение эксплуатационных характеристик. Если температура выдержек выше 1200°С (≥Тир γ' - 50°С), то происходит ускоренное растворение γ' -фазы в сплаве, а при охлаждении образуется регулярная γ/γ' -структура без упрочняющих частиц наноразмерного уровня, что не обеспечивает высоких прочностных свойств сплава.If the holding temperature is lower than 1100 ° С (≤Т ир γ ' - 150 ° С), then in the alloy there is a significant formation of TPU-phases (µ-phases), causing a deterioration in performance. If the holding temperature is higher than 1200 ° C (≥T ir γ ' - 50 ° C), then the γ' phase is rapidly dissolved in the alloy, and upon cooling, a regular γ / γ 'structure is formed without strengthening particles of a nanoscale level, which does not provide high strength properties of the alloy.
Как известно, деформационное поведение и характеристики прочностных и пластических свойств безуглеродистых монокристаллических никелевых сплавов с (γ+γ') структурой, в т.ч. и сплава ЖС36-ВИ, являются структурно-чувствительными. Это подтверждают результаты определения кратковременных механических свойств (σ0,2; σв; δ) сплава ЖС36-ВИ после длительных высокотемпературных выдержек. Сопротивление деформированию монокристалла ЖС36-ВИ после температурных выдержек растет с изменением состава γ' -фазы, увеличением энергии и плотности границ γ/γ', за счет образования смеси (γ+γ') наноразмерного уровня и повышения величины внутренних напряжений.As is known, the deformation behavior and characteristics of the strength and plastic properties of carbon-free single-crystal nickel alloys with a (γ + γ ') structure, including and alloy ZhS36-VI, are structurally sensitive. This is confirmed by the results of determining the short-term mechanical properties (σ 0.2 ; σ in ; δ) of the ZhS36-VI alloy after long high-temperature holdings. The deformation resistance of the ZhS36-VI single crystal after temperature soaking increases with a change in the composition of the γ 'phase, an increase in the energy and density of the γ / γ' boundaries, due to the formation of a nanoscale mixture (γ + γ ') and an increase in the value of internal stresses.
Пример конкретного выполненияConcrete example
Для осуществления предлагаемого изобретения отливались монокристаллические образцы с КТО [100] из жаропрочного никелевого сплава ЖС36-ВИ, которые подвергали следующей термической обработке:To implement the invention, monocrystalline samples with CTO [100] were cast from heat-resistant nickel alloy ZhS36-VI, which were subjected to the following heat treatment:
а) гомогенизации при температуре 1315°С в течение 4 часов, охлаждению со скоростью ≤100°С/мин и двухступенчатому старениюa) homogenization at a temperature of 1315 ° C for 4 hours, cooling at a rate of ≤100 ° C / min and two-stage aging
1 ступень - 1030°С в течение 4 часов,1 stage - 1030 ° C for 4 hours,
2 ступень - 870°С в течение 32 часов (прототип);2 stage - 870 ° C for 32 hours (prototype);
б) гомогенизации при температуре 1315°С в течение 4 часов охлаждение со скоростью ≤100°С/мин, двухступенчатому старению при Т=1030°С в течение 4 часов и при Т=870°С в течение 32 часов, а затем дополнительной термической обработке при температуре 1200°С в течение 20 часов, охлаждение со скоростью ≥60°С/мин (предлагаемый способ).b) homogenization at a temperature of 1315 ° C for 4 hours, cooling at a rate of ≤100 ° C / min, two-stage aging at T = 1030 ° C for 4 hours and at T = 870 ° C for 32 hours, and then additional thermal processing at a temperature of 1200 ° C for 20 hours, cooling at a speed of ≥60 ° C / min (proposed method).
Из образцов сплава ЖС36-ВИ после различных видов термической обработки изготовлялись стандартные образцы и определялись кратковременные механические свойства сплава при Т=25°С (ГОСТ 1497-84) и Т=975°С (ГОСТ 9651-81) в условиях растяжения на установке INSTRON-3382: σв, δ.After various types of heat treatment, ZhS36-VI alloy samples were used to produce standard samples and determine the short-term mechanical properties of the alloy at T = 25 ° C (GOST 1497-84) and T = 975 ° C (GOST 9651-81) under tensile conditions on the INSTRON installation -3382: σB, δ.
В таблице 1 приведены средние значения кратковременных механических свойств сплава ЖС36-ВИ с КГО [100].Table 1 shows the average values of the short-term mechanical properties of the alloy ZhS36-VI with KGO [100].
Из сопоставления результатов кратковременных механических свойств при Т=25°С и Т=975°С следует, что заявляемый способ обеспечивает увеличение предела прочности и пластичности монокристаллического жаропрочного никелевого сплава на 20…30%.From a comparison of the results of short-term mechanical properties at T = 25 ° C and T = 975 ° C, it follows that the inventive method provides an increase in the tensile strength and ductility of single-crystal heat-resistant nickel alloy by 20 ... 30%.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012121902/02A RU2485204C1 (en) | 2012-05-25 | 2012-05-25 | Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012121902/02A RU2485204C1 (en) | 2012-05-25 | 2012-05-25 | Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2485204C1 true RU2485204C1 (en) | 2013-06-20 |
Family
ID=48786306
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012121902/02A RU2485204C1 (en) | 2012-05-25 | 2012-05-25 | Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2485204C1 (en) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
| US5882446A (en) * | 1996-04-29 | 1999-03-16 | Abb Research Ltd. | Heat treatment process for material bodies made of nickel base superalloys |
| RU2230821C1 (en) * | 2003-03-21 | 2004-06-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Method of high-heat treatment of a casting made out of heat-resistant monocrystalline nickel alloy |
| RU2361012C1 (en) * | 2007-10-15 | 2009-07-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Московское машиностроительное производственное предприятие "Салют" | Treatment method of cast made of heat-resistant nickel alloys for single-crystal foundaring |
-
2012
- 2012-05-25 RU RU2012121902/02A patent/RU2485204C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
| US5882446A (en) * | 1996-04-29 | 1999-03-16 | Abb Research Ltd. | Heat treatment process for material bodies made of nickel base superalloys |
| RU2230821C1 (en) * | 2003-03-21 | 2004-06-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Method of high-heat treatment of a casting made out of heat-resistant monocrystalline nickel alloy |
| RU2361012C1 (en) * | 2007-10-15 | 2009-07-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Московское машиностроительное производственное предприятие "Салют" | Treatment method of cast made of heat-resistant nickel alloys for single-crystal foundaring |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4995570B2 (en) | Nickel base alloy and heat treatment method of nickel base alloy | |
| Ma et al. | Microstructural features and tensile behaviors of the Al0. 5CrCuFeNi2 high-entropy alloys by cold rolling and subsequent annealing | |
| JP5867991B2 (en) | Heat treatment method and product for Ni-base superalloy article | |
| Sanders Jr et al. | The fracture behavior of recrystallized Al-2.8% Li-0.3% Mn sheet | |
| KR102443966B1 (en) | Ni-based alloy softened powder and manufacturing method of the softened powder | |
| JPH11131163A (en) | Ni-base single crystal alloy and its production | |
| JP5477519B1 (en) | Resource-saving titanium alloy member excellent in strength and toughness and manufacturing method thereof | |
| CN115449691B (en) | Ultrahigh-strength-plasticity matched high-entropy alloy and preparation method thereof | |
| US20080175745A1 (en) | Ni3Ai-Based Intermetallic Compound With Dual Multi-Phase Microstructure, Production Method Thereof, and Heat Resistant Structural Material | |
| CN108300926A (en) | A kind of lightweight infusibility high-entropy alloy and preparation method thereof | |
| US20090308507A1 (en) | Ni-BASED COMPOUND SUPERALLOY HAVING EXCELLENT OXIDATION RESISTANCE, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, AND HEAT-RESISTANT STRUCTURAL MATERIAL | |
| Xia et al. | Influence of thermal exposure on γ′ precipitation and tensile properties of DZ951 alloy | |
| CN109593986B (en) | Copper-zinc-aluminum-iron single crystal alloy material | |
| Svirid et al. | Influence of thermomechanical treatment on structural-phase transformations and mechanical properties of the Cu–Al–Ni shape-memory alloys | |
| RU2485204C1 (en) | Method for heat treatment of castings from carbon-free heat-resistant nickel alloys for monocrystalline casting | |
| Hills et al. | The mechanical properties of quenched uranium-molybdenum alloys: Part I: Tensile tests on polycbystalline specimens | |
| CN115029586B (en) | Nickel-based single crystal superalloy and preparation method thereof | |
| CN116179913A (en) | Al-Cu-Mg-Ag-Mn heat-resistant alloy and preparation method thereof | |
| BR112020005771A2 (en) | turbine component, turbine blade, turbine stator, turbine and method for manufacturing a turbine component | |
| JP2015059239A (en) | INTERMEDIATE MATERIAL FOR BLOOMING OF Ni-BASED HEAT-RESISTANT SUPERALLOY, METHOD OF PRODUCING THE INTERMEDIATE MATERIAL AND METHOD OF PRODUCING Ni-BASED SUPER-HEAT-RESISTANT ALLOY | |
| Li et al. | Characterization of γ′ precipitates in a nickel base superalloy quenching from aging temperature at different rates | |
| Xu et al. | Influence of microstructure evolution and element segregation on high temperature tensile behaviors in GH4706 alloy | |
| Liangming et al. | Effect of Homogenization on Microstructure and Mechanical Property of Mg-5.9 Zn-1.6 Zr-1.6 Nd-0.9 Y Alloy | |
| JP7228124B2 (en) | Method for manufacturing hot worked material | |
| US10273564B2 (en) | Aluminium based alloys for high temperature applications and method of producing such alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20140526 |