DE2821524C2 - Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Körpers aus einer Nickel-Superlegierung - Google Patents

Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Körpers aus einer Nickel-Superlegierung

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Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 angegebenen Art.
Aus der US-PS 36 77 835 ist ein einkristalliner Metallkörper aus einer Nickel-Superlegierung mit folgenden Legierungsbestandteilen bekannt:
bis 25% Chrom, 4 bis 10% Aluminium und/oder Titan und/oder Niob, bis 30% Kobalt, 3 bis 20% Molybdän und/oder Tantal und/oder Wolfram, bis 5% Bor und/oder Zirkonium und/oder Hafnium und/oder Kohlenstoff, Rest Nickel. Die Elemente Kohlenstoff, Bor, Hafnium und Zirkonium sind in der aus dieser US-Patentschrift bekannten Legierung aber lediglich als Wahlkomponenten genannt, und es ist angegeben, daß in solchen bekannten Nickel-Superlegierungen, bestehend aus γ- und /-Phase, die Elemente Kohlenstoff, Bor und Zirkonium nur häufig, d. h. nicht immer vorhanden sind.
Aus der US-PS 35 67 526 ist die Begrenzung von Kohlenstoff auf niedrige Gehalte in Körpern aus einer Nickel-Superlegierung bekannt.
Die US-PS 39 15 761 beschreibt einen Körper aus einer Nickel-Superlegierung, der durch ein Verfahren hergestellt wird, welches ein hyperfeines dendritenartiges Gefügte ergibt. Als Ergebnis der Feinheit des Gefüges kann der Körper in relativ kurzen Zeiten homogenisiert werden.
Die herkömmlichen Nickel-Superlegierungen, die zur Herstellung von solchen Körpern benutzt werden, enthalten Chrom hauptsächlich für den Oxydationswiderstand, Aluminium und Titan für die Bildung der verfestigenden /-Phase und hochschmelzende Metalle, wie Wolfram, Molybdän, Tantal und Niob, als Mischkristallverfestiger. Kohlenstoff wirkt als Korngrenzenverfestiger und bildet Carbide, die die Legierung verfestigen. Auch Bor und Zirkonium werden als Korngrenzenverfestiger zugesetzt. Es ist bekannt, daß die Hochtemperatureigenschaften von Metallen gewöhnlich von den Korngrenzeneigenschaften ziemlich abhängig sind, und infolgedessen sind Anstrengungen gemacht worden, um die Korngrenzen zu verfestigen (beispielsweise durch die vorstehend angegebenen Zusätze) oder um die Korngrenzen quer zu der Hauptbeanspruchungsachse des Teils zu reduzieren oder zu eliminieren. So ist es aus der US-PS 34 94 709 bekannt, Einkristall-Gasturbinenschaufeln zu benutzen.
ίο Der Vorteil der Einkristall-Gasturbinenschaufel ist das komplette Fehlen von Korngrenzen. Da in Einkristallen Korngrenzen als potentielle Schwächungsstellen eliminiert sind, siad die mechanischen Eigenschaften des Einkristalls völlig von den inhärenten mechanischen Eigenschaften des Materials abhängig.
Aus der US-PS 35 67 526 ist es ferner bekannt, daß Kohlenstoff aus Einkristallsuperlegierungskörpern vollständig entfernt werden kann und dadurch die Ermüdungseigenschaften verbessert werden können.
In einkristallinen Körpern, die frei von Kohlenstoff sind, gibt es zwei wichtige Verfestigungsmechanismen. Der wichtigste Verfestigungsmechanismus ist die intermetallische /-Phase N'i3(Al, Ti). In modernen Nickel-Superlegierungen kann die /-Phase :n Mengen von bis zu 60 Vol.-% auftreten. Der zweite Verfestigungsmechanismus ist die Mischkristallverfestigung, die durch das Vorhandensein der hochschmelzenden Metalle, wie Wolfram und Molybdän, in der Nickelmischkristallmatrix erzeugt wird. Bei einem konstanten Volumenbruchteil der /-Phase können beträchtliche Änderungen der Verfestigungswirkung dieses Volumenbruchteils an γ -Phase erzielt werden, indem die Größe und die Morphologie der /-Ausscheidungsteilchen verändert werden. Die /-Phase ist durch eine Losungstemperatur gekennzeichnet, oberhalb welcher die Phase sich in die Matrix hinein auflöst. Bei vielen Gußlegierungen liegt jedoch die /-Lösungstemperatur oberhalb der Solidustemperatur. so daß es nicht möglich ist, die /-Phase ohne beginnendes Schmelzen effektiv zu lösen. Das Lösen der /-Phase ist der einzige Weg, auf dem die Morphologie der /-Phase so wie sie gegossen worden ist, modifiziert werden kann. Bei vielen modernen handelsüblichen Nickel-Superlegierungen ist daher die /-Morphologie auf die Morphologie beschränkt, die sich aus dem ursprünglichen Gießprozeß ergeben hat. Der andere Verfestigungsmechanismus, die Mischkristallverfestigung, ist am wirksamsten, wenn die Mischkristallverfestigungselemente in der gesamten Mischkristallösungsmatrix gleichmäßig verteilt sind.
Diese Verfestigung wird wiederum in ihrer Wirksamkeit durch die Art des Gieß- und Erstarrungsprozesses verringert. Praktische Nickel-Superlegierungen erstarren in einem weiten Temperaturbereich. Der Erstarrungsprozeß beinhaltet das Ausbilden von Dendriten mit hohem Schmelzpunkt, gefolgt von dem anschließenden Erstarren der interdendritischen Flüssigkeit mit niedrigerem Schmelzpunkt. Dieser Erstarrungsprozeß führt zu beträchtlichen Zusammensetzungsinhomogenitäten in dem gesamten Mikrogefüge. Es ist theoretisch möglich, ein solches Mikrogefüge zu homogenisieren, indem es auf erhöhte Temperaturen erhitzt wird, damit eine Diffusion erfolgt. Bei praktischen Nickel-Superlegierungen ist jedoch die maximale Homogenisierungstemperatur, die durch die Solidustemperatur begrenzt ist, zu niedrig, um eine beträchtliche Homogenisierung in praktischen Zeitspannen zu gestatten.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Wärmebehandlungsverfahren für einen einkristallinen Körper aus einer aus
der US-PS 36 77 835 an sich bekannten Nickel-Superlegierung zu schaffen, das eine beträchtliche Homogenisierung desselben in annehmbarer Zeit gestartet.
Diese Aufgabe wird durch die im Kennzeichen des Patentanspruchs 1 angegebenen Merkmale gelöst.
Gemäß der Erfindung wird eine Legierung benutzt, die frei von Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium ist, obgleich diese Elemente als unbeabsichtigte Verunreinigungen vorhanden sein können. Da diese Legierung eine Solidustemperatur oberhalb von etwa 12600C hat, kann sie unter Bedingungen wärmebehandelt werden, die das Lösen der /-Phase ohne beginnendes Schmelzen gestatten. Gleichzeitig gestattet die hohe Solidustemperatur eine im wesentlichen vollständige Homogenisierung der Legierung in wirtschaftlich praktischen Zeiten. Die hohe Solidustemperatur der Legierung ist ein Ergebnis des Fehlens von Kohlenstoff, Bor und Zirkonium. Der niedrige Kobaltgehalt blockiert die Bildung von schädlichen topologisch geschlossen gepackten Phasen (TCP-Phasen). Das wärmebehandelte Finkristallmikrogefüge ist im wesentlichen frei von Zusammensetzungsinhomogenitäten und dieses gleichmäßige Mirkogefüge bewirkt in Verbindung mit einer erhöhten /-Lösungstemperatur, daß der durch das Verfahren nach der Erfindung wärmebehandelte Körper bei einer um mindestens 17°C höheren Temperatur die gleichen mechanischen Eigenschaften aufweist wie die von vergleichbaren bekannten Einkristallkörpern, die aus herkömmlichen Legierungen gebildet werden, welche Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthalten können und einen Kobaltgehalt bis 30% haben.
Die durch das hier beschriebene Verfahren wärmebehandelten einkristallinen Körper sind für die Verwendung als Gasturbinenbauteile vorgesehen. Um sicherzustellen, daß sich keine TCP-Phasen in der Legierung über einen großen Bereich von Zusammensetzungen und Betriebszuständen ausbilden, wird der Kobaltgehalt auf einen Bereich von 3 bis 7% beschrankt.
Der maximale Nutzen des Verfahrens wird erzielt, wenn keines der Elemente Kohlenstoff, Bor und Zirkonium in einer Menge von mehr als 50 ppm vorhanden ist, vorzugsweise sollte die Gesamtmenge an solchen Verunreinigungen kleiner als 100 ppm sein. Besonders günstig ist ein Kohlenstoffgehalt von weniger als 30 ppm, während die übrigen Elemente jeweils in Mengen von weniger als 20 ppm vorhanden sind. In jedem Fall muß der Kohlenstoffgehalt so begrenzt werden, daß er unterhalb derjenigen Kohlenstoffmenge bleibt, die Carbide des MC-Typs bildet. Es sei betont, daß kein absichtlicher Zusatz dieser Elemente vorgesehen ist und daß ihr Vorhandensein in der Legierung oder in dem Einkristallkörper unbeabsichtigt und unerwünscht ist.
Die Zusammensetzung des einkristallinen Körpers, der durch das erfindungsgemäße Wärmebehandlungsverfahren behandelt wird, besteht aus:
1) von 8 bis 12% Chrom,
2) von 4,5 bis 5,5% Aluminium und von 1 bis 2% Titan,
3) von 3-5% Wolfram und von 10-14% Tantal,
4) von 3-7% Kobalt,
5) Rest hauptsächlich Nickel.
Innerhalb der vorstehenden Bereiche werden gewisse Verhältnisse bevorzugt. Die Summe des Gehaltes an Wolfram und Tantal beträgt vorzugsweise wenigstens 15,5%, um eine ausreichende Mischkristall verfestigung und eine verbesserte Kriechfestigkeit bei erhöhter
60 Temperatur sicherzustellen. Für den Oxydationswiderstand wird ein Tantalgehalt von wenigstens 11% bevorzugt Die Elemente Aluminium, Titan und Tantal sind an der Bildung der /-Phase (ΝΪ3Α1, Ti, Ta) beteiligt und für eine maximale Verfestigung durch die /-Phase beträgt der Gesamtgehalt an Aluminium plus Titan plus Tantal vorzugsweise wenigstens 17,5%. Aluminium und Titan sind die Hauptelemente, die die /-Phase bilden, und das Verhältnis von Aluminium zu Titan muß so eingestellt werden, daß es größer als 2,5 und vorzugsweise größer als 3,0 ist, um einen ausreichenden Oxydationswiderstand sicherzustellen. Es sollten wenigstens 9% Chrom vorhanden sein, wenn der Körper in Umgebungen benutzt werden soll, in welchem die Sulfidierung ein Problem ist. Der begrenzte Zusatz an Kobalt unterstützt ebenfalls die Verbesserung des Sulfidierungswiderstandes.
Legierungen, die entsprechend der vorstehenden Begrenzungen hergestellt sind, werden einen Nickel-Chrom-Mischkristall aufweisen, der wenigstens 30 Vol. % der geordneten Phase der Verbindung ΝΪ3Γνϊ aufweist, wobei M Aluminium, Titan, Tantal und Wolfram zu einem geringeren Anteil ist.
Die Legierungen innerhalb der oben angegebenen Bereiche sind thermisch stabil und schädliche Mikrogefügeinstabilitäten, wie die Kobalt enthaltenden TCP-Phasen, werden nicht gebildet, selbst wenn sie lange erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind, beispielsweise 500 h bei 8"7I0C, 982°C oder 10930C Weiter haben die Legierungen gute Dauerfestigkeitseigenschaften, da die Ausbildung von schädlichen Carbidteilchen verhindert wird. Die hochschmelzenden Metalle, die sich normalerweise mit Kohlenstoff vereinigen oder bei der TCP-Phasenbildung ausgeschieden wurden, bleiben in fester Lösung und ergeben eine Legierung, die außergewöhnliche mechanische Eigenschaften hat.
Ein wichtiger Vorteil, der sich aus der Eliminierung von Bor, Kohlenstoff und Zirkonium ergibt, ist eine Erhöhung der Solidustemperatur. Typischerweise ist die Solidustemperatur der bei dem Wärmebehandlungsverfahren eingesetzten Legierungen, d. h. die Temperatur, bei welcher die Legierung zuerst örtlich zu schmelzen beginnt, um wenigstens 28° C höher als die Solidustemperatur einer Legierung, die normale Mengen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthält. Die Solidustemperatur der bei dem Wärmebehandlungsverfahren eingesetzten Legierung liegt typischerweise über 12600C, während herkömmliche hochfeste Legierungen mit einem hohen Volumenameil an γ — /-Phase Solidustemperaturen unterhalb von 1260 C haben. Diese höhere Temperatur gestattet, eine Lösungswärmebehandlung der Temperaturen auszuführen, bei welchen ein vollständiges Lösen der /-Ausscheidungsphase möglich ist, während gleichzeitig ein beträchtliches Ausmaß an Homogenisierung innerhalb vernünftiger Zeiten möglich ist.
Die Wärmebehandlung, der der Einkristallkörper unterworfen wird, wird nun beschrieben. Der Einkristallkörper wird, so wie er gegossen worden ist, die /-Phase in dispergierter Form mit einer typischen Teilchengröße in der Größenordnung von 1,5 μπι enthalten. Die /-Lösungstemperatur der Legierung fällt erfindungsgemäß in einen Bereich von 1288—13160C und die Solidustemperatur wird oberhalb von etwa 1293°C liegen» Daher bringt die Wärmebehandlung in dem Bereich von 1288-13160C (aber unterhalb der Solidustemperatur) die /-Ausscheidungsphäse in Lösung, ohne daß es zu einem örtlich begrenzten
schädlichen Schmelzen kommt Zeiten in der Größenordnung von 0,5 bis 8 h sind normalerweise ausreichend, es kann aber auch mit längeren Zeiten gearbeitet werden. Solche Wärmebehandlungstemperaturen sind um 55° C höher als diejenigen, die bei polykristallinen Gegenständen von herkömmlilchen Legierungen angewandt werden. Diese erhöhte Temperatur gestattet ein beträchtliches Ausmaß an Homogenisierung während des Lösungsglühens.
An das Lösungsglühen kann sich eine Alterungs- oder Aushärtungsbehandlung bei 871 —1093° C anschließen, um die y'-Phase wieder in verfeinerter Form auszuscheiden. Typische /-Teilchengrößen nach -der Wiederausscheidung sind kleiner als etwa 0,5 μπι.
Die vorstehende Beschreibung des Wärmebehandlungsverfahrens wird anhand der folgenden Beispiele noch deutlicher gemacht:
Beispiel 1
Es wurden Probekörper aus Legierungen hergestellt die die in Tabelle I angegebenen Zusammensetzungen hatten.
Tabelle I 1422 Cr W Ta Al Ti Co Hf C B Nb Mo Zr
1455 9 12 _ 5 2,0 _ _ _ _
Legierung 444 10 4 12 5 1,5 5 - - - - - -
Legierung 454 9 12,0 - 5 2,0 10 2,0 0,11 ηηκ 1 Q - 0,10
Legierung PWA 8 - 4,3 6 1,0 10 1,15 0,11 0,015 - 6 0,07
Legierung PWA (Rest Nickel)
Die Legierung 444 hat folgende Zusammensetzung: Kohlenstoff maximal 50 ppm, Wolfram 11,5—12,5%, Titan 1,75-2,25%, Niob 0,75-1,25%, Zirkonium maximal 20 ppm, Kobalt maximal 0,1%, Chrom jo 8,0—10,0%, Aluminium 4,75—5,25%, Bor maximal 20 ppm, Rest Nickel. Die Legierung 454 ist die boi dem Wärmebehandlungsverfahren nach der Erfindung eingesetzte Legierung. Diese beiden Legierungen wurden in Einkristallform zum Erstarren gebracht Die Legierung PWA 1422 ist eine kommerzielle Legierung, die als Schaufelmaterial in Gasturbinentriebwerken umfangreich benutzt wird. Sie ist für ihre mechanischen Eigenschaften bei hoher Temperatur bekannt Die Legierung PWA 1422 wurde in gerichtet erstarrter 4» Form mit langgestreckten stengeiförmigen Körnern hergestellt. Die Legierung 1455 ist eine kommerzielle Legierung, die als Gasturbinenschaufelmaterial benutzt worden ist. Sie ist für ihren Oxydationswiderstand bei hoher Temperatur bekannt. Diese Legierung wurde durch herkömmliche Gießverfahren mit gleichachsigen. nichtausgerichteten Körnern hergestellt Die experimentellen Legierungen wurden gemäß der Erfindung wärmebehandelt, wobei die angewandte Behandlung eine vier Stunden dauernde Lösungswärmebehandlung bei 12880C mit anschließenden Aushärtungsbehandlungen vier Stunden lang bei 10800C und zweiunddreißig Stunden lang bei 87 ΓC war. Die Legierung PWA 1422 wurde bei 1204°C zwei Stunden lang behandelt, woran sich Aushärtungsbehandlungen bei 1080°C vier Stunden lang und bei 871°C zweiunddreißig Stunden lang anschlossen. Die Legierung PWA 1455 wurde so, wie sie gegossen wurde, getestet Diese herkömmlichen Legierungen wurden beide in dem Zustand gelestet in welchem sie üblicherweise benutzt werden.
Beispiel 2
Einige der Legierungsproben aus dem Beispiel 1 wurden getestet um ihre Zeitstandfestigkeitseigenschaften zu ermitteln.
Die Testbedingungen und Testergebnisse sind in Tabelle II angegeben.
Tabelle II
Zcitslandfestigkeitseigenschaflen der Legierungen
Legierung Testbcclingungen Zeit bis 1% Kriechuchnung Lebensdauer
bis /um Bruch
454 927 C 73447,4 bar 46,2 165,6
444 desgl. 28,5 82,6
PWA 1422 desgl. 17 76
454 982 (.71999,5 bar 143,9 350
444 desgl. 110,0 310
PWA 1422 desgl. 60 160
454 1093 C/827,4 bar 409,9 776,4
444 desgl. 303,9 345,7
PWA 1422 desgl. 31 61
Aus der Tabelle 11 geht hervor, daß unter den angewandten Testbedingungen die Legierung 454, die erfindungsgemäß behandelt wurde, der Legierung 444 sowie der kommerziellen Legierung PWA 1422 überlegen war. Der Verhältnisgrad der Überlegenheit der erfindungsgemäß behandelten Legierung 454 hinsichtlich der Kriechdehnung gegenüber der Legierung 444 nimmt mit zunehmender Temperatur etwas ab. Die Überlegenheit der erfindungsgemäß behandelten Legierung 454 hinsichtlich der Kriechdehnung gegenüber der kommerziellen Legierung 1422 nimmt jedoch mit zunehmender Testtemperatur beträchtlich zu.
Die Überlegenheit der erfindungsgemäß behandelten Legierung 454 hinsichtlich der Lebensdauer bis zum Bruch gegenüber der Legierung 1422 nimmt mit zunehmender Temperatur zu. Die erfindungsgernäß behandelte Legierung 454 zeigt überlegene Eigenschaften unter allen getesteten Zuständen. Da der Trend in Gasturbinentriebwerken zu einem höheren Wirkungsgrad durch höhere Temperatur geht, sind die verbesserten Eigenschaften, der Legierung 454, die nach der Erfindung behandelt wurde, bei erhöhter Temperatur beträchtlich.
Beispiel 3
Probekörper aus den im Beispiel 1 angegebenen Materialien wurden auf ihren Widerstand gegen Sulfidierung und Oxydation bei erhöhten Temperaturen getestet. Der Sulfidierungstest beeinhaltete das Aufbringen von Na2SÜ4 mit einer Geschwindigkeit von 1 mg/cm2 alle zwanzig Stunden. Das Ausfallkriterium war ein Gewichtsverlust von 250 mg/cm2. Die Oxydationstests wurden an ungeschützten Legierungen bei 1149° C unter zyklischen Bedingungen und an geschützten Legierungen mit einem Überzug des NiCoCrAlY-Typs unter zyklischen Bedingungen bei 1177° C ausgeführt. NiCoCrAlY ist ein kommerzielles Überzugsmaterial mit einer Nennzusammensetzung von 18% Cr, 23% Co, 12,5% Al, 0,3% Y1 Rest Nickel. Die Tests an überzogenen Proben wurden normiert, um die Auswirkung von unterschiedlichen Überzugsdicken zu minimieren. Dieser Überzug ist in der US-PS 39 28 026 beschrieben.
Die Testergebnisse sind in der folgenden Tabelle III angegeben.
Tabelle III
Sulfidierungs- und Oxydationsdaten
Legierung
899 C Ofensulfidierung
(Stunden bis
zum Ausfall)
Oxydationswiderstand bei 1149 C ohne Überzug (μπι Angriff in
200 Stunden)
454
444
PWA 1455
PWA 1422
313
178
178
177,8
N.A.
203,2
609,6*)
Widerstand gegen zyklische Oxydation
bei 1177 C mit Brennergestell- und
NiCoCrAlY-Überzug (Stunden bis
zum Ausfall pro 25,4 μηι Überzug)
160
90,0
102,5
50
ι gemessen nach 143 Stunden.
Der Sulfidierungswiderstand der Legierung 454 ist dem der anderen getesteten Legierungen deutlich überlegen. Ebenso zeigt die Auswertung der zyklischen Oxydation von nichtüberzogenen Proben, daß die erfindungsgemäß behandelte Legierung 454 sogar die Legierung 1455 übertrifft, bei welcher es sich um eine Legierung handelt, die für ihren inhärenten Oxydationswiderstand bekannt ist Selbst wenn ein schützender Überzug benutzt wird, zeigt die erfindungsgemäß behandelte Legierung 454 einen überlegenen Widerstand gegen zyklische Oxydation bei erhöhter Temperatur.
Zusammenfassung:
Die Erfindung betrifft Nickelbasissuperlegierungseinkristallgegenstände, die aus einer besonderen Legierung hergestellt und wärmebehandelt werden.
Die sich ergebenden Gegenstände sind im wesentlichen frei von Korngrenzenverfestigern, wie Kohlenstoff, Bor und Zirkonium, und enthalten nur eine begrenzte Menge an Kobalt. Infolge der Legierungszusammensetzung haben die Legierungen eine hohe Temperatur beginnenden Schmelzens. Der Wärmebehandlungsprozeß homogenisiert das Mikrogefüge und verfeinert die y'-Morphologie.
Die Erfindung ist beispielsweise bei der Herstellung von Lauf- und Leitschaufeln für Gasturbinentriebwerke von besonderem Nutzen.

Claims (6)

Patentansprüche:
1. Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Körpers aus einer Nickel-Superlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß dieser Körper aus einer an sich bekannten Legierung mit 8 bis 12% Chrom, 4,5 bis 5,5% Aluminium, 1 bis 2% Titan, 3 bis 5% Wolfram, 10 bis 14% Tantal, 3 bis 7% Kobalt und Nickel als Rest bei 1288 bis 1316° C zur Ausbildung einer durchschnittlichen /-Teilchengröße von weniger als 0,5 μΐη lösungsgeglüht wird.
2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Körper, in dem die Summe des Gehalts an Wolfram und Tantal wenigstens 15,5% beträgt.
3. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Körper, in dem der Tantalgehalt wenigstens 11 % beträgt.
4. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Körper, in dem die Summe des Gehalts an Aluminium, Titan und Tantal wenigstens 17,5% beträgt.
5. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Körper, in dem das Verhältnis von Aluminium zu Titan größer als 2,5 ist.
6. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Körper, in dem der Chromgehalt 9% übersteigt.
DE2821524A 1977-05-25 1978-05-17 Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Körpers aus einer Nickel-Superlegierung Expired DE2821524C2 (de)

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SE (1) SE444324B (de)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3172291D1 (en) * 1980-11-24 1985-10-24 Cannon Muskegon Corp Single crystal (single grain) alloy
FR2503188A1 (fr) * 1981-04-03 1982-10-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a matrice a matuice a base de nickel, procede d'amelioration de pieces en ce superalliage et pieces obtenues par ce procede
US5154884A (en) * 1981-10-02 1992-10-13 General Electric Company Single crystal nickel-base superalloy article and method for making
US4583608A (en) * 1983-06-06 1986-04-22 United Technologies Corporation Heat treatment of single crystals
US5100484A (en) * 1985-10-15 1992-03-31 General Electric Company Heat treatment for nickel-base superalloys
US6074602A (en) * 1985-10-15 2000-06-13 General Electric Company Property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles
CH675256A5 (de) * 1988-03-02 1990-09-14 Asea Brown Boveri
JP5252348B2 (ja) 2006-03-20 2013-07-31 独立行政法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基超合金とその製造方法およびタービンブレードまたはタービンベーン部品
JP5133453B2 (ja) 2009-08-10 2013-01-30 株式会社Ｉｈｉ Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼
CN115233074A (zh) * 2022-07-12 2022-10-25 北京科技大学 一种燃机动叶片用钴镍基高温合金及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR1451347A (fr) * 1964-07-10 1966-01-07 Alliages devant servir à hautes températures
US3567526A (en) * 1968-05-01 1971-03-02 United Aircraft Corp Limitation of carbon in single crystal or columnar-grained nickel base superalloys
GB1260982A (en) * 1970-06-08 1972-01-19 Trw Inc Improvements in or relating to nickel base alloys
US3677835A (en) * 1970-10-16 1972-07-18 United Aircraft Corp Homogeneous nickel-base superalloy castings
GB1397066A (en) * 1971-06-19 1975-06-11 Rolls Royce High temperature corrosion resistant alloys
US3915761A (en) * 1971-09-15 1975-10-28 United Technologies Corp Unidirectionally solidified alloy articles
US3869284A (en) * 1973-04-02 1975-03-04 French Baldwin J High temperature alloys

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