JP3369627B2 - 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法 - Google Patents
微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法Info
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- JP3369627B2 JP3369627B2 JP08185693A JP8185693A JP3369627B2 JP 3369627 B2 JP3369627 B2 JP 3369627B2 JP 08185693 A JP08185693 A JP 08185693A JP 8185693 A JP8185693 A JP 8185693A JP 3369627 B2 JP3369627 B2 JP 3369627B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主に航空機用ジェット
エンジンおよびガスタービンエンジンのディスク等に用
いられる超耐熱合金部材の製造方法に関する。
エンジンおよびガスタービンエンジンのディスク等に用
いられる超耐熱合金部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】前記用途に使用される超耐熱合金部材
は、高温における高い引張強度および疲労強度が要求さ
れるが、結晶粒の微細化はそのための有効な方法であ
る。超耐熱合金部材の結晶粒を微細化するために、加工
と熱処理の組み合わせを厳密に制御する、いわゆる加工
熱処理が種々検討されてきた。特開昭４６−６００３号
には、インコネル７１８、インコロイ９０１、ワスパロ
イ等の超耐熱合金を加工熱処理および再結晶熱処理する
事によりＡＳＴＭＮｏ．１０以上の微細な結晶粒を得る
方法が示されている。ここでは、合金の再結晶温度以上
で安定でかつ結晶粒成長を抑える作用をもつ金属間化合
物を利用する方法が述べられている。
は、高温における高い引張強度および疲労強度が要求さ
れるが、結晶粒の微細化はそのための有効な方法であ
る。超耐熱合金部材の結晶粒を微細化するために、加工
と熱処理の組み合わせを厳密に制御する、いわゆる加工
熱処理が種々検討されてきた。特開昭４６−６００３号
には、インコネル７１８、インコロイ９０１、ワスパロ
イ等の超耐熱合金を加工熱処理および再結晶熱処理する
事によりＡＳＴＭＮｏ．１０以上の微細な結晶粒を得る
方法が示されている。ここでは、合金の再結晶温度以上
で安定でかつ結晶粒成長を抑える作用をもつ金属間化合
物を利用する方法が述べられている。
【０００３】インコネル７１８を例にとるとこの金属間
化合物はＮｉ3Ｎｂからなる通常δ相と呼ばれる相であ
り、８７１〜９２７℃におけるδ相析出処理後、δ相固
溶温度の９９６℃以下で鍛造し、δ相固溶温度より１４
〜２８℃低い温度で固溶化処理を行って、微細結晶粒を
得る方法である。また特開平３−６４４３５には、一次
鍛造を１０２５〜１１００℃で行い、次いで１０３０℃
以下の温度で二次鍛造を行うことにより前記δ相の析出
処理を省略でき結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．８以上の微細結
晶粒が得られることが述べられている。
化合物はＮｉ3Ｎｂからなる通常δ相と呼ばれる相であ
り、８７１〜９２７℃におけるδ相析出処理後、δ相固
溶温度の９９６℃以下で鍛造し、δ相固溶温度より１４
〜２８℃低い温度で固溶化処理を行って、微細結晶粒を
得る方法である。また特開平３−６４４３５には、一次
鍛造を１０２５〜１１００℃で行い、次いで１０３０℃
以下の温度で二次鍛造を行うことにより前記δ相の析出
処理を省略でき結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．８以上の微細結
晶粒が得られることが述べられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら上記方法
を実際の超耐熱合金の製造、特に型打鍛造のような速い
歪速度で大きな鍛造比をかける製造法に適用した場合、
必ずしも部材の全面にわたって微細な結晶粒を得ること
は難しいことがわかってきた。その原因について本発明
者らは種々検討した結果、部分的に結晶粒が粗いところ
では結晶粒成長抑制作用をもつδ相の固溶がかなり進ん
でいることを見いだした。このことは仕上げ鍛造前の加
熱温度がδ相固溶温度以下であるにもかかわらず、鍛造
中に部分的にδ相固溶温度以上に昇温したことを示唆し
ている。
を実際の超耐熱合金の製造、特に型打鍛造のような速い
歪速度で大きな鍛造比をかける製造法に適用した場合、
必ずしも部材の全面にわたって微細な結晶粒を得ること
は難しいことがわかってきた。その原因について本発明
者らは種々検討した結果、部分的に結晶粒が粗いところ
では結晶粒成長抑制作用をもつδ相の固溶がかなり進ん
でいることを見いだした。このことは仕上げ鍛造前の加
熱温度がδ相固溶温度以下であるにもかかわらず、鍛造
中に部分的にδ相固溶温度以上に昇温したことを示唆し
ている。
【０００５】プレス鍛造のような比較的遅い歪速度の加
工の場合にはこのような加工中の昇温は比較的少ない。
しかし複雑形状の部材をプレス鍛造で仕上げるためには
大容量のプレスを必要とし多額の設備を要するので、比
較的小規模の設備で効率よく生産できる型打鍛造による
製造が望まれている。本発明の目的は、例えば型打鍛造
など歪速度の大きい熱間塑性加工条件を制御すること
で、微細結晶粒の組織を得て、引張強度や疲労強度の高
い超耐熱合金部材の製造方法を提供することである。
工の場合にはこのような加工中の昇温は比較的少ない。
しかし複雑形状の部材をプレス鍛造で仕上げるためには
大容量のプレスを必要とし多額の設備を要するので、比
較的小規模の設備で効率よく生産できる型打鍛造による
製造が望まれている。本発明の目的は、例えば型打鍛造
など歪速度の大きい熱間塑性加工条件を制御すること
で、微細結晶粒の組織を得て、引張強度や疲労強度の高
い超耐熱合金部材の製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の第一は、金属間
化合物であるδ相を析出するＣ０．１％以下、Ｓｉ０．
５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ
１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、Ａｌ０．２〜１．０％、
Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ４．０〜６．０％、
Ｂ０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不純物から
なるＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱合金を当該金属間化合物
の固溶温度以下に加熱して行う仕上げ鍛造において、結
晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．６以上の素材を用いて、かつ仕上
げ鍛造中の被鍛造物の温度が加工による昇温により当該
金属間化合物の固溶温度を越えることなく前記素材の結
晶粒を微細化させるように仕上げ鍛造を行い、該仕上げ
鍛造の少なくとも一部の工程が型打鍛造であり、かつ個
々の型打鍛造の鍛造比が高さ比で３以下であることを特
徴とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．７以上の微細結晶粒
超耐熱合金部材の製造方法である。
化合物であるδ相を析出するＣ０．１％以下、Ｓｉ０．
５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ
１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、Ａｌ０．２〜１．０％、
Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ４．０〜６．０％、
Ｂ０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不純物から
なるＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱合金を当該金属間化合物
の固溶温度以下に加熱して行う仕上げ鍛造において、結
晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．６以上の素材を用いて、かつ仕上
げ鍛造中の被鍛造物の温度が加工による昇温により当該
金属間化合物の固溶温度を越えることなく前記素材の結
晶粒を微細化させるように仕上げ鍛造を行い、該仕上げ
鍛造の少なくとも一部の工程が型打鍛造であり、かつ個
々の型打鍛造の鍛造比が高さ比で３以下であることを特
徴とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．７以上の微細結晶粒
超耐熱合金部材の製造方法である。
【０００７】本発明の第二は、金属間化合物であるδ相
を析出するＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ
０．５％以下、Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｍｏ２〜４％、Ａｌ０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜
１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ４．０〜６．０％、Ｂ０．００１
〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不純物からなるＮｉ−Ｆ
ｅ系合金の超耐熱合金を当該金属間化合物の固溶温度以
下に加熱して行う仕上げ鍛造において、結晶粒度ＡＳＴ
ＭＮｏ．６以上の素材を用いて、かつ前記素材の結晶粒
を微細化させるように仕上げ鍛造過程で鍛造を一旦中断
した後、再度加熱と鍛造の過程を少なくとも一回以上行
い、前記仕上げ鍛造の少なくとも一部の工程が型打鍛造
であり、かつ個々の型打鍛造の鍛造比が高さ比で３以下
であることを特徴とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．７以
上の微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法である。
を析出するＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ
０．５％以下、Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、
Ｍｏ２〜４％、Ａｌ０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜
１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ４．０〜６．０％、Ｂ０．００１
〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不純物からなるＮｉ−Ｆ
ｅ系合金の超耐熱合金を当該金属間化合物の固溶温度以
下に加熱して行う仕上げ鍛造において、結晶粒度ＡＳＴ
ＭＮｏ．６以上の素材を用いて、かつ前記素材の結晶粒
を微細化させるように仕上げ鍛造過程で鍛造を一旦中断
した後、再度加熱と鍛造の過程を少なくとも一回以上行
い、前記仕上げ鍛造の少なくとも一部の工程が型打鍛造
であり、かつ個々の型打鍛造の鍛造比が高さ比で３以下
であることを特徴とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．７以
上の微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法である。
【０００８】
【作用】前述のように本発明の骨子は、特定の組成を有
するＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱合金において、少なくと
も一部の工程に型打鍛造を用いた仕上げ鍛造中の被鍛造
物の温度が加工による昇温により結晶粒粗大化抑止作用
をもつ金属間化合物であるδ相の固溶温度を越えること
なく仕上げ鍛造を行うことである。加工による昇温は同
一材料の場合、鍛造比が大きいほど、また歪速度が速い
ほど大きくなる。従って、型打鍛造のような高歪速度、
高鍛造比の鍛造法の場合は特に昇温が大である。型打鍛
造を用いる本発明ではこれを抑止するには鍛造比を調整
することが必要である。そのための最も簡単な方法は仕
上げの鍛造比を小さくすることである。型打鍛造の場合
の鍛造比は複雑であり正確に表すことは難しいが、円筒
形状の素材からディスク形状の部材を成形する場合の鍛
造後のディスクの高さに対する鍛造前の円筒の高さの比
の値をもって鍛造比とすれば、鍛造比３以下とすること
が必要となる。
するＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱合金において、少なくと
も一部の工程に型打鍛造を用いた仕上げ鍛造中の被鍛造
物の温度が加工による昇温により結晶粒粗大化抑止作用
をもつ金属間化合物であるδ相の固溶温度を越えること
なく仕上げ鍛造を行うことである。加工による昇温は同
一材料の場合、鍛造比が大きいほど、また歪速度が速い
ほど大きくなる。従って、型打鍛造のような高歪速度、
高鍛造比の鍛造法の場合は特に昇温が大である。型打鍛
造を用いる本発明ではこれを抑止するには鍛造比を調整
することが必要である。そのための最も簡単な方法は仕
上げの鍛造比を小さくすることである。型打鍛造の場合
の鍛造比は複雑であり正確に表すことは難しいが、円筒
形状の素材からディスク形状の部材を成形する場合の鍛
造後のディスクの高さに対する鍛造前の円筒の高さの比
の値をもって鍛造比とすれば、鍛造比３以下とすること
が必要となる。
【０００９】しかし仕上げの鍛造比が小さいことは、仕
上げ鍛造中および／または続く固溶化処理中における再
結晶による結晶粒微細化のための駆動力が小さいことを
意味する。このために、仕上げ鍛造前の素材の結晶粒も
かなり微細化しておく必要があり、素材の結晶粒度をＡ
ＳＴＭＮｏ．６以上に限定した。また用いるインゴット
が小さい場合には型打ち鍛造素材の径も小さなものとな
る。この場合、仕上げの鍛造比をトータルで３以下とす
ることは困難となる。これを一度に鍛造すれば前述のよ
うに加工中の昇温により被鍛造物の温度は部分的にδ相
固溶温度を越えてしまう。従ってこのような場合は仕上
げ鍛造を一度に完了させず、δ相固溶温度に至る前に一
旦鍛造を中断し、再度加熱して鍛造することが必要であ
る。
上げ鍛造中および／または続く固溶化処理中における再
結晶による結晶粒微細化のための駆動力が小さいことを
意味する。このために、仕上げ鍛造前の素材の結晶粒も
かなり微細化しておく必要があり、素材の結晶粒度をＡ
ＳＴＭＮｏ．６以上に限定した。また用いるインゴット
が小さい場合には型打ち鍛造素材の径も小さなものとな
る。この場合、仕上げの鍛造比をトータルで３以下とす
ることは困難となる。これを一度に鍛造すれば前述のよ
うに加工中の昇温により被鍛造物の温度は部分的にδ相
固溶温度を越えてしまう。従ってこのような場合は仕上
げ鍛造を一度に完了させず、δ相固溶温度に至る前に一
旦鍛造を中断し、再度加熱して鍛造することが必要であ
る。
【００１０】なおこの場合、プレス鍛造、型打鍛造を併
用することが可能であるが型打鍛造の場合には個々の鍛
造比を３以下とすることが必要である。さらにこのよう
に仕上げ鍛造を数回に分けて行うことは一度に行う場合
に比べて、仕上げ鍛造中および／または続く固溶化処理
中における再結晶による結晶粒微細化のための駆動力が
小さいため、素材の結晶粒度はＡＳＴＭＮｏ．６以上に
微細化しておくことが必要である。
用することが可能であるが型打鍛造の場合には個々の鍛
造比を３以下とすることが必要である。さらにこのよう
に仕上げ鍛造を数回に分けて行うことは一度に行う場合
に比べて、仕上げ鍛造中および／または続く固溶化処理
中における再結晶による結晶粒微細化のための駆動力が
小さいため、素材の結晶粒度はＡＳＴＭＮｏ．６以上に
微細化しておくことが必要である。
【００１１】ここで述べた製造方法は、金属間化合物で
あるδ相を析出する超耐熱合金であり、次の組成を有す
るものに用いることが重要であり、具体的には、Ｃ０．
１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｎｉ
４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、Ａｌ
０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ
４．０〜６．０％、Ｂ０．００１〜０．０１％、残部Ｆ
ｅおよび不純物からなる合金（インコネル７１８）に適
用した場合である。
あるδ相を析出する超耐熱合金であり、次の組成を有す
るものに用いることが重要であり、具体的には、Ｃ０．
１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｎｉ
４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、Ａｌ
０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋Ｔａ
４．０〜６．０％、Ｂ０．００１〜０．０１％、残部Ｆ
ｅおよび不純物からなる合金（インコネル７１８）に適
用した場合である。
【００１２】
【実施例】表１に示す組成（重量％）のＮｉ−Ｆｅ系合
金の超耐熱合金を溶製し、分塊鍛造により直径１５０ｍ
ｍの棒とし、鍛造素材として用いた。これを仕上げ鍛造
により直径３００ｍｍ、高さ５０ｍｍのディスク形状に
仕上げた。この際、表２に示すように鍛造素材の高さを
変えることにより、鍛造比を調節した。表２に本発明お
よび比較例における素材の結晶粒度、仕上げ鍛造条件と
得られたディスクの結晶粒度および機械的性質を示す。
素材の結晶粒度はＡＳＴＭＮｏ．６．５であるが、比較
例２に対しては熱処理によりこれを意図的にＮｏ．４．
５まで粗くして用いた。疲労試験は、５００℃において
回転曲げ疲労試験により１０７回の疲労強度を求めた。
金の超耐熱合金を溶製し、分塊鍛造により直径１５０ｍ
ｍの棒とし、鍛造素材として用いた。これを仕上げ鍛造
により直径３００ｍｍ、高さ５０ｍｍのディスク形状に
仕上げた。この際、表２に示すように鍛造素材の高さを
変えることにより、鍛造比を調節した。表２に本発明お
よび比較例における素材の結晶粒度、仕上げ鍛造条件と
得られたディスクの結晶粒度および機械的性質を示す。
素材の結晶粒度はＡＳＴＭＮｏ．６．５であるが、比較
例２に対しては熱処理によりこれを意図的にＮｏ．４．
５まで粗くして用いた。疲労試験は、５００℃において
回転曲げ疲労試験により１０７回の疲労強度を求めた。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】本発明によればいずれも結晶粒度Ｎｏ．
７．０以上の微細結晶粒が得られ、しかも場所による差
はほとんどない。また機械的性質も良好である。一方、
比較例の１は、一回の鍛造で鍛造比３．５をかけたた
め、中心部がδ相固溶温度以上に昇温してしまい微細結
晶粒が得られていない。また比較例２においては鍛造条
件は本発明条件に合致しているが、素材の結晶粒度がＮ
ｏ．４．５と粗かったために製品の結晶粒度は均一では
あるがＮｏ．７以上には至っていない。また比較例３
は、結晶粒度Ｎｏ．６．５の素材を用いたものの鍛造加
熱温度がδ相固溶温度以上であったため、加熱中に結晶
粒が粗大化してしまい最終部材で微細結晶粒を得ること
ができなかった。これら比較例における機械的性質は、
いずれも結晶粒が粗いために、本発明よりも低い値を示
している。
７．０以上の微細結晶粒が得られ、しかも場所による差
はほとんどない。また機械的性質も良好である。一方、
比較例の１は、一回の鍛造で鍛造比３．５をかけたた
め、中心部がδ相固溶温度以上に昇温してしまい微細結
晶粒が得られていない。また比較例２においては鍛造条
件は本発明条件に合致しているが、素材の結晶粒度がＮ
ｏ．４．５と粗かったために製品の結晶粒度は均一では
あるがＮｏ．７以上には至っていない。また比較例３
は、結晶粒度Ｎｏ．６．５の素材を用いたものの鍛造加
熱温度がδ相固溶温度以上であったため、加熱中に結晶
粒が粗大化してしまい最終部材で微細結晶粒を得ること
ができなかった。これら比較例における機械的性質は、
いずれも結晶粒が粗いために、本発明よりも低い値を示
している。
【００１６】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば従来
困難であった微細結晶粒超耐熱合金部材が型打鍛造によ
り効率よく製造でき、引張り強度、疲労強度の高い超耐
熱合金部材を得ることが可能である。
困難であった微細結晶粒超耐熱合金部材が型打鍛造によ
り効率よく製造でき、引張り強度、疲労強度の高い超耐
熱合金部材を得ることが可能である。
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ａ
６５０Ｄ
６５１ ６５１Ｂ
６８３ ６８３
６９４ ６９４Ａ
(56)参考文献 特開 平４−190941（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−92458（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−153254（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22F 1/10
C21D 8/00 - 8/10
B21J 5/00
C22C 19/00 - 19/05
C22C 30/00
Claims (2)
- 【請求項１】 金属間化合物であるδ相を析出するＣ
０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、
Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、
Ａｌ０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋
Ｔａ４．０〜６．０％、Ｂ０．００１〜０．０１％、残
部Ｆｅおよび不純物からなるＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱
合金を当該金属間化合物の固溶温度以下に加熱して行う
仕上げ鍛造において、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．６以上の
素材を用いて、かつ仕上げ鍛造中の被鍛造物の温度が加
工による昇温により当該金属間化合物の固溶温度を越え
ることなく前記素材の結晶粒を微細化させるように仕上
げ鍛造を行い、該仕上げ鍛造の少なくとも一部の工程が
型打鍛造であり、かつ個々の型打鍛造の鍛造比が高さ比
で３以下であることを特徴とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮ
ｏ．７以上の微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法。 - 【請求項２】 金属間化合物であるδ相を析出するＣ
０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、
Ｎｉ４０〜６０％、Ｃｒ１５〜２５％、Ｍｏ２〜４％、
Ａｌ０．２〜１．０％、Ｔｉ０．５〜１．５％、Ｎｂ＋
Ｔａ４．０〜６．０％、Ｂ０．００１〜０．０１％、残
部Ｆｅおよび不純物からなるＮｉ−Ｆｅ系合金の超耐熱
合金を当該金属間化合物の固溶温度以下に加熱して行う
仕上げ鍛造において、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．６以上の
素材を用いて、かつ前記素材の結晶粒を微細化させるよ
うに仕上げ鍛造過程で鍛造を一旦中断した後、再度加熱
と鍛造の過程を少なくとも一回以上行い、前記仕上げ鍛
造の少なくとも一部の工程が型打鍛造であり、かつ個々
の型打鍛造の鍛造比が高さ比で３以下であることを特徴
とする、結晶粒度ＡＳＴＭＮｏ．７以上の微細結晶粒超
耐熱合金部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08185693A JP3369627B2 (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08185693A JP3369627B2 (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06293946A JPH06293946A (ja) | 1994-10-21 |
| JP3369627B2 true JP3369627B2 (ja) | 2003-01-20 |
Family
ID=13758136
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08185693A Expired - Fee Related JP3369627B2 (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 微細結晶粒超耐熱合金部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3369627B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20020005233A1 (en) * | 1998-12-23 | 2002-01-17 | John J. Schirra | Die cast nickel base superalloy articles |
| KR100331153B1 (ko) * | 1999-10-18 | 2002-04-01 | 황해웅 | 니켈-알루미늄합금의 미세조직 열처리방법 |
| JP4615120B2 (ja) * | 2000-12-06 | 2011-01-19 | 日本冶金工業株式会社 | 均一組織を有するＮｉ基合金およびその製造方法 |
| US6755924B2 (en) * | 2001-12-20 | 2004-06-29 | General Electric Company | Method of restoration of mechanical properties of a cast nickel-based super alloy for serviced aircraft components |
| JP4543380B2 (ja) * | 2004-12-24 | 2010-09-15 | 日立金属株式会社 | 燃料電池スタック締結ボルト用合金 |
| FR2953860B1 (fr) * | 2009-12-10 | 2015-05-15 | Snecma | Procede de fabrication de superaillages de nickel de type inconel 718 |
| CN106702295B (zh) * | 2016-12-07 | 2018-10-12 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种改善gh4698盘锻件组织及高温光滑疲劳性能的方法 |
| CN111733346B (zh) * | 2020-08-04 | 2021-09-07 | 上海康晟航材科技股份有限公司 | 氢燃料电池空压机轴承用高温合金及其制备方法 |
| CN112746231B (zh) * | 2020-12-29 | 2021-10-15 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种高性能高温合金的γ＇相预调增塑的生产工艺 |
| US20240392415A1 (en) * | 2021-10-25 | 2024-11-28 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Ni Alloy Powder Suitable for Additive Manufacturing and Additively Manufactured Article Obtained Using Same |
-
1993
- 1993-04-08 JP JP08185693A patent/JP3369627B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06293946A (ja) | 1994-10-21 |
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