JPH06293945A - 高強度Ｎｉ基合金の製造方法 - Google Patents
高強度Ｎｉ基合金の製造方法Info
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- JPH06293945A JPH06293945A JP10488393A JP10488393A JPH06293945A JP H06293945 A JPH06293945 A JP H06293945A JP 10488393 A JP10488393 A JP 10488393A JP 10488393 A JP10488393 A JP 10488393A JP H06293945 A JPH06293945 A JP H06293945A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的は、金属間化合物γ′相によっ
て強化されたＮｉ基合金の高温強度を飛躍的に向上する
安価な製造方法を提供することである。 【構成】 本発明の高強度Ｎｉ基合金の製造方法は、Ｎ
ｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）の組成より成る金属間化合物
（γ′相）によって析出強化されるＮｉ基合金におい
て、溶体化処理とそれに続く時効処理を高温において時
効処理温度以下に冷却することなく連続して行うことを
特徴とする。
て強化されたＮｉ基合金の高温強度を飛躍的に向上する
安価な製造方法を提供することである。 【構成】 本発明の高強度Ｎｉ基合金の製造方法は、Ｎ
ｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）の組成より成る金属間化合物
（γ′相）によって析出強化されるＮｉ基合金におい
て、溶体化処理とそれに続く時効処理を高温において時
効処理温度以下に冷却することなく連続して行うことを
特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、タ―ビン翼を製造する
に好適な高強度Ｎｉ基合金の製造方法に関する。
に好適な高強度Ｎｉ基合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電用ガスタ―ビンや航空機ジェットエ
ンジン等の機器の高温耐熱部品、例えば動翼・静翼では
燃焼ガス温度が1000〜1400℃の高温流体中で使用され、
部品自体の使用温度は1000℃にも達する。この様な高温
使用環境ではクリ―プ破断強度で代表される高温強度が
要求され、高温強度に優れたＮｉ3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔ
ｉ）の組成より成る金属間化合物γ′相によって強化さ
れたＮｉ基合金が用いられ、動翼・静翼などの高温部品
を精密鋳造（普通鋳造）で製造して使用されてきた。最
近での破壊の起点となる応力軸に垂直な結晶粒界を方向
凝固により無くして高温強度を高めた一方向凝固柱状晶
や単結晶体のＮｉ基合金が使用されるようになってい
る。
ンジン等の機器の高温耐熱部品、例えば動翼・静翼では
燃焼ガス温度が1000〜1400℃の高温流体中で使用され、
部品自体の使用温度は1000℃にも達する。この様な高温
使用環境ではクリ―プ破断強度で代表される高温強度が
要求され、高温強度に優れたＮｉ3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔ
ｉ）の組成より成る金属間化合物γ′相によって強化さ
れたＮｉ基合金が用いられ、動翼・静翼などの高温部品
を精密鋳造（普通鋳造）で製造して使用されてきた。最
近での破壊の起点となる応力軸に垂直な結晶粒界を方向
凝固により無くして高温強度を高めた一方向凝固柱状晶
や単結晶体のＮｉ基合金が使用されるようになってい
る。
【０００３】最近では機器の効率向上のため、燃焼ガス
温度はますます上昇し、例えば1500℃以上の超高温機器
が検討されている。この様な高温化に伴い、使用される
部材の高温強度もますます高強度化が要求されている。
また、現用機器においても機器の寿命延長の点から、従
来以上の高温強度を有する材料の要求が高い。この様な
要求に対して、高温強度を高める手段としてはγ′析出
相を多量に形成するためにγ′相形成元素のＡｌやＴ
ａ、Ｔｉなどの元素の添加やＲｅ等の固溶強化をさらに
強化するための合金元素の添加が行われている。
温度はますます上昇し、例えば1500℃以上の超高温機器
が検討されている。この様な高温化に伴い、使用される
部材の高温強度もますます高強度化が要求されている。
また、現用機器においても機器の寿命延長の点から、従
来以上の高温強度を有する材料の要求が高い。この様な
要求に対して、高温強度を高める手段としてはγ′析出
相を多量に形成するためにγ′相形成元素のＡｌやＴ
ａ、Ｔｉなどの元素の添加やＲｅ等の固溶強化をさらに
強化するための合金元素の添加が行われている。
【０００４】このようなγ′相粒子の最適状態を得るた
めの製造方法としては、図４に典型的な熱処理パタ―ン
を示すものがある。図４において、１は加熱、２は溶体
化処理、３は冷却、４は１段目時効処理、５は２段目時
効処理である。すなわち、溶体化処理２後急冷３し、そ
の後高温の時効処理４の温度を適宜選択することで得て
きた。その後の低温時効処理５は析出したγ′相粒子の
安定化のためで、体積率やサイズ・形状・配列には関係
していない。図５は、従来の製造方法を施した試験片の
切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真である。
めの製造方法としては、図４に典型的な熱処理パタ―ン
を示すものがある。図４において、１は加熱、２は溶体
化処理、３は冷却、４は１段目時効処理、５は２段目時
効処理である。すなわち、溶体化処理２後急冷３し、そ
の後高温の時効処理４の温度を適宜選択することで得て
きた。その後の低温時効処理５は析出したγ′相粒子の
安定化のためで、体積率やサイズ・形状・配列には関係
していない。図５は、従来の製造方法を施した試験片の
切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この処
理方法では立方体状の整列したγ′相粒子を得ることは
できるが、溶体化処理後の急冷中に微細なγ′相粒子が
多数析出し、その後の高温時効では多数の微細γ′相粒
子の各々が成長するために、個々の粒子が十分に大きく
成長できず、十分な量のγ′相粒子の析出量（体積率）
が得られない。
理方法では立方体状の整列したγ′相粒子を得ることは
できるが、溶体化処理後の急冷中に微細なγ′相粒子が
多数析出し、その後の高温時効では多数の微細γ′相粒
子の各々が成長するために、個々の粒子が十分に大きく
成長できず、十分な量のγ′相粒子の析出量（体積率）
が得られない。
【０００６】また、上記製造方法において、溶体化処理
温度から時効処理温度への冷却速度を遅くすると冷却過
程中に粗大なγ′相粒子が過多に析出し、γ′相と母相
であるオ―ステナイト（γ）相との界面に転位網が形成
されγ／γ′界面は準整合状態となり、高温強度の強化
に適する立方体形状から崩れ、不規則に配列した丸形状
のγ′相粒子となり、高温強度は向上しない。
温度から時効処理温度への冷却速度を遅くすると冷却過
程中に粗大なγ′相粒子が過多に析出し、γ′相と母相
であるオ―ステナイト（γ）相との界面に転位網が形成
されγ／γ′界面は準整合状態となり、高温強度の強化
に適する立方体形状から崩れ、不規則に配列した丸形状
のγ′相粒子となり、高温強度は向上しない。
【０００７】さらに、高温強度に寄与するγ′相粒子の
体積率は溶体化処理温度と時効処理温度の差で決定さ
れ、その温度差は大きいほどγ′相粒子の体積率が多く
なるので、実用上その温度差は 100℃以上が必要であ
る。一方、この温度差が大きくなり過ぎると、冷却中に
γ′相粒子が微細析出して、その後の時効処理によって
も大きな体積率が得られなくなる。
体積率は溶体化処理温度と時効処理温度の差で決定さ
れ、その温度差は大きいほどγ′相粒子の体積率が多く
なるので、実用上その温度差は 100℃以上が必要であ
る。一方、この温度差が大きくなり過ぎると、冷却中に
γ′相粒子が微細析出して、その後の時効処理によって
も大きな体積率が得られなくなる。
【０００８】このように、これらの元素Ａｌ，Ｔａ，Ｔ
ｉを多量に添加することは精密鋳造性を悪くし、製品を
製造する際の歩留まりを悪くしたり、製品形状に制約が
多くなったりして、生産性・品質の面から難点が多く、
コスト高となる。また、Ｒｅなどの高価な元素を添加す
る場合にはさらにコスト高となり、生産性を著しく悪く
することになる。
ｉを多量に添加することは精密鋳造性を悪くし、製品を
製造する際の歩留まりを悪くしたり、製品形状に制約が
多くなったりして、生産性・品質の面から難点が多く、
コスト高となる。また、Ｒｅなどの高価な元素を添加す
る場合にはさらにコスト高となり、生産性を著しく悪く
することになる。
【０００９】本発明の目的は、Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔ
ｉ）の組成より成る金属間化合物γ′相によって強化さ
れたＮｉ基合金の高温強度を飛躍的に向上する安価な製
造方法を提供することにある。
ｉ）の組成より成る金属間化合物γ′相によって強化さ
れたＮｉ基合金の高温強度を飛躍的に向上する安価な製
造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度Ｎｉ基合
金の製造方法は、Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）の組成よ
り成る金属間化合物（γ′相）によって析出強化される
Ｎｉ基合金において、溶体化処理とそれに続く時効処理
を高温において時効処理温度以下に冷却することなく連
続して行うことを特徴とする。
金の製造方法は、Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）の組成よ
り成る金属間化合物（γ′相）によって析出強化される
Ｎｉ基合金において、溶体化処理とそれに続く時効処理
を高温において時効処理温度以下に冷却することなく連
続して行うことを特徴とする。
【００１１】そして、この高強度Ｎｉ基合金の製造方法
は、溶体化処理とそれに続く時効処理を連続した熱処理
において、溶体化処理温度域から時効処理温度域へ、冷
却速度を 300℃／ｈ以上で冷却することを特徴し、溶体
化処理とそれに続く時効処理を連続した熱処理におい
て、溶体化処理温度と時効処理温度との温度差が 100〜
300℃の範囲にあることを特徴とする。
は、溶体化処理とそれに続く時効処理を連続した熱処理
において、溶体化処理温度域から時効処理温度域へ、冷
却速度を 300℃／ｈ以上で冷却することを特徴し、溶体
化処理とそれに続く時効処理を連続した熱処理におい
て、溶体化処理温度と時効処理温度との温度差が 100〜
300℃の範囲にあることを特徴とする。
【００１２】一方、溶体化処理としては、1200℃から13
50℃で行い、時効処理温度として1050℃から1200℃の間
で行うことを特徴とする。
50℃で行い、時効処理温度として1050℃から1200℃の間
で行うことを特徴とする。
【００１３】
【作用】これにより、Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）の組
成より成る金属間化合物γ′相によって強化されたＮｉ
基合金の高温強度を飛躍的に向上する安価な製造方法を
提供することができる。
成より成る金属間化合物γ′相によって強化されたＮｉ
基合金の高温強度を飛躍的に向上する安価な製造方法を
提供することができる。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の一実施例を説明する。まず、
γ′相についての検討結果を説明する。
γ′相についての検討結果を説明する。
【００１５】一般に、ガスタ―ビンや航空機用ジェット
エンジンの高温部品の用いられるＮｉ基合金はＮｉ
3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）の組成より成る金属間化合物
γ′相によって強化されており、その高温強度はγ′相
の体積率、サイズ、形状・分布状態によって決まる。体
積率は多いほど高温強度は向上する。サイズは高温強度
に対して最適なサイズがあり、大きすぎても、小さすぎ
ても高い高温強度は得られないが、最適サイズはまた
γ′相の体積率に依存している。一方、γ′相粒子の形
状・分布状態の形状・立方体状で規則正しく格子状に配
列した組織にすることが、クリ―プ変形抵抗を増大する
ために有効なラフト組織を得る上で最適で、これにより
高温強度の大幅な向上が得られる。従って、クリ―プ破
断強度で代表される高温強度を向上するにはγ′相粒子
の体積率を多くし、γ′相粒子が立方体状に整列した配
列がもっとも望ましい。
エンジンの高温部品の用いられるＮｉ基合金はＮｉ
3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ）の組成より成る金属間化合物
γ′相によって強化されており、その高温強度はγ′相
の体積率、サイズ、形状・分布状態によって決まる。体
積率は多いほど高温強度は向上する。サイズは高温強度
に対して最適なサイズがあり、大きすぎても、小さすぎ
ても高い高温強度は得られないが、最適サイズはまた
γ′相の体積率に依存している。一方、γ′相粒子の形
状・分布状態の形状・立方体状で規則正しく格子状に配
列した組織にすることが、クリ―プ変形抵抗を増大する
ために有効なラフト組織を得る上で最適で、これにより
高温強度の大幅な向上が得られる。従って、クリ―プ破
断強度で代表される高温強度を向上するにはγ′相粒子
の体積率を多くし、γ′相粒子が立方体状に整列した配
列がもっとも望ましい。
【００１６】また、γ′相の十分な析出量を得るには溶
体化処理温度からの冷却中の微細γ′相の析出を抑制
し、高温時効処理でγ′相を析出させ、各々の粒子を十
分大きく成長させる必要があり、そのためには高温時効
温度以下へ冷却することなく高温時効温度に保持するこ
とが必要である。このためには、溶体化処理とそれに続
く時効処理を高温において、しかも時効処理温度以下に
冷却することなく連続して行うことで達成される。
体化処理温度からの冷却中の微細γ′相の析出を抑制
し、高温時効処理でγ′相を析出させ、各々の粒子を十
分大きく成長させる必要があり、そのためには高温時効
温度以下へ冷却することなく高温時効温度に保持するこ
とが必要である。このためには、溶体化処理とそれに続
く時効処理を高温において、しかも時効処理温度以下に
冷却することなく連続して行うことで達成される。
【００１７】また、適正な立方体形状のγ′相粒子を得
るには冷却速度は 300℃／ｈ以上が必要であり、溶体化
処理温度と時効処理温度は 100〜 300℃の温度差を有す
るようにする。
るには冷却速度は 300℃／ｈ以上が必要であり、溶体化
処理温度と時効処理温度は 100〜 300℃の温度差を有す
るようにする。
【００１８】実用合金においては、γ′相形成元素であ
るＡｌ，Ｔａ，Ｔｉなどを多量に含有するため、溶体化
処理としてはγ′相を十分固溶させるためには1200℃以
上の溶体化処理が必要である。しかし、実用合金のうち
普通鋳造合金や一方向凝固柱状晶合金では合金中に結晶
粒界を強化する目的でＣ，Ｂ，Ｚｒなどの局部溶融を生
じやすい元素を含むため、溶体化処理としては1280℃が
限界である。一方、結晶粒界が全く無い単結晶合金にお
いては局部溶融温度を低下させる元素をほとんど含んで
いないので、溶体化処理温度としてはより高い温度を用
いるとができ、1350℃程度までの高温溶体化処理が可能
である。従って、溶体化処理温度としては好ましくは12
00℃から1350℃が適性である。一方、時効処理温度とし
てはγ′相析出量の点から高温溶体化処理の場合には12
00℃以下が好ましく、低温溶体化処理温度の場合でも少
なくとも1050℃以上が必要である。
るＡｌ，Ｔａ，Ｔｉなどを多量に含有するため、溶体化
処理としてはγ′相を十分固溶させるためには1200℃以
上の溶体化処理が必要である。しかし、実用合金のうち
普通鋳造合金や一方向凝固柱状晶合金では合金中に結晶
粒界を強化する目的でＣ，Ｂ，Ｚｒなどの局部溶融を生
じやすい元素を含むため、溶体化処理としては1280℃が
限界である。一方、結晶粒界が全く無い単結晶合金にお
いては局部溶融温度を低下させる元素をほとんど含んで
いないので、溶体化処理温度としてはより高い温度を用
いるとができ、1350℃程度までの高温溶体化処理が可能
である。従って、溶体化処理温度としては好ましくは12
00℃から1350℃が適性である。一方、時効処理温度とし
てはγ′相析出量の点から高温溶体化処理の場合には12
00℃以下が好ましく、低温溶体化処理温度の場合でも少
なくとも1050℃以上が必要である。
【００１９】溶体化処理とそれに続く時効処理を連続し
て行った後、合金表面を保護するための処理、例えば、
ＭＣｒＡｌＹ系やアルミナ系の耐食コ―ティング用拡散
処理や、さらには析出したγ′相を安定化するための時
効処理を施すことができる。表１に示した化学成分をも
つ合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄを真空溶解にて溶製し、精密鋳造
にて試験片を製作した。合金ＡとＢは一方向凝固柱状晶
（ＤＳ）合金で、それぞれＣＭ２４７ＬＣ、Ｒｅｎｅ８
０Ｈに相当するものである。合金Ｃは普通鋳造（ＣＣ）
合金でＭａｒ−Ｍ２４７相当合金、そして合金Ｄは単結
晶（ＳＣ）合金でＣＭＳＸ−２に相当するものである。
て行った後、合金表面を保護するための処理、例えば、
ＭＣｒＡｌＹ系やアルミナ系の耐食コ―ティング用拡散
処理や、さらには析出したγ′相を安定化するための時
効処理を施すことができる。表１に示した化学成分をも
つ合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄを真空溶解にて溶製し、精密鋳造
にて試験片を製作した。合金ＡとＢは一方向凝固柱状晶
（ＤＳ）合金で、それぞれＣＭ２４７ＬＣ、Ｒｅｎｅ８
０Ｈに相当するものである。合金Ｃは普通鋳造（ＣＣ）
合金でＭａｒ−Ｍ２４７相当合金、そして合金Ｄは単結
晶（ＳＣ）合金でＣＭＳＸ−２に相当するものである。
【００２０】
【表１】 本発明の処理法を施した実施例を図１に示す。１は加
熱、２は溶体化処理、３は冷却、４は１段目時効処理、
５は２段目時効処理、６は耐食コ―ティング拡散処理で
ある。そして本発明のこの処理法よりも溶体化処理温度
から時効処理温度への冷却速度が遅い場合とで、γ′相
粒子の体積率、サイズ、形状を比較したところ、表２に
示したように本発明の製造方法において、最も高い体積
率と高温強度に好ましい立方体形状のγ′相粒子とを同
時に得ることができた。
熱、２は溶体化処理、３は冷却、４は１段目時効処理、
５は２段目時効処理、６は耐食コ―ティング拡散処理で
ある。そして本発明のこの処理法よりも溶体化処理温度
から時効処理温度への冷却速度が遅い場合とで、γ′相
粒子の体積率、サイズ、形状を比較したところ、表２に
示したように本発明の製造方法において、最も高い体積
率と高温強度に好ましい立方体形状のγ′相粒子とを同
時に得ることができた。
【００２１】
【表２】 次に、表３は合金Ａにおいて従来処理法（処理１）と、
本発明の処理法において溶体化処理温度からの冷却速度
と時効処理温度を変えた場合の 850℃、46 kgf／mm2 の
クリ―プ破断試験条件における破断時間を比較したもの
である。本発明の製造方法の条件（処理４と５）は従来
処理条件に比べ、 1.5倍以上のクリ―プ破断寿命の増加
が達成され、本発明になる製造方法がクリ―プ破断寿命
の大幅な増大に極めて効果があることがわかる。
本発明の処理法において溶体化処理温度からの冷却速度
と時効処理温度を変えた場合の 850℃、46 kgf／mm2 の
クリ―プ破断試験条件における破断時間を比較したもの
である。本発明の製造方法の条件（処理４と５）は従来
処理条件に比べ、 1.5倍以上のクリ―プ破断寿命の増加
が達成され、本発明になる製造方法がクリ―プ破断寿命
の大幅な増大に極めて効果があることがわかる。
【００２２】
【表３】 さらに、合金Ｂ，Ｃ，Ｄについても表４に示したように
本発明になる製造方法を施すことにより、クリ―プ破断
寿命が従来処理条件に比べ 1.5〜２倍と著しい向上が達
成されることがわかる。これにより、γ′相によって析
出強化されるＮｉ基合金に対して、本発明になる製造方
法が高温強度を著しく向上させる上で非常に有効である
ことが分かる。
本発明になる製造方法を施すことにより、クリ―プ破断
寿命が従来処理条件に比べ 1.5〜２倍と著しい向上が達
成されることがわかる。これにより、γ′相によって析
出強化されるＮｉ基合金に対して、本発明になる製造方
法が高温強度を著しく向上させる上で非常に有効である
ことが分かる。
【００２３】図３は、本発明による製造方法を施した試
験片の切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真であ
り、図４は本発明による製造方法において溶体化処理温
度から時効処理温度への冷却速度が遅い場合の試験片の
切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真である。
験片の切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真であ
り、図４は本発明による製造方法において溶体化処理温
度から時効処理温度への冷却速度が遅い場合の試験片の
切断面を7500倍に拡大して示す顕微鏡写真である。
【００２４】
【表４】
【００２５】
【発明の効果】本発明に基づく製造方法を施されたＮｉ
基合金は、高温強度に優れ、今後予想される超高温燃焼
ガスを使用するガスタ―ビンなどや現用の高温機器のタ
―ビン動・静翼等の高温耐熱部品の製造に適する性質を
有する。
基合金は、高温強度に優れ、今後予想される超高温燃焼
ガスを使用するガスタ―ビンなどや現用の高温機器のタ
―ビン動・静翼等の高温耐熱部品の製造に適する性質を
有する。
【図１】本発明の一実施例を示す熱処理工程図
【図２】本発明での試験片の金属組織を7500倍に拡大し
て示す顕微鏡写真により表した図
て示す顕微鏡写真により表した図
【図３】本発明での溶体化処理温度から時効処理温度へ
の冷却速度が遅い場合の試験片の金属組織を7500倍に拡
大して示す顕微鏡写真により表した図
の冷却速度が遅い場合の試験片の金属組織を7500倍に拡
大して示す顕微鏡写真により表した図
【図４】従来例をを示す熱処理工程図
【図５】従来例での試験片の金属組織を7500倍に拡大し
て示す顕微鏡写真により表した図
て示す顕微鏡写真により表した図
１…加熱 ２…溶体化処理 ３…冷却 ４…１段目時効処理 ５…２段目時効処理 ６…耐食コ―ティング拡散
処理
処理
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）の組成より
成る金属間化合物（γ′相）によって析出強化されるＮ
ｉ基合金において、溶体化処理とそれに続く時効処理を
高温において時効処理温度以下に冷却することなく連続
して行うことを特徴とする高強度Ｎｉ基合金の製造方
法。 - 【請求項２】 溶体化処理とそれに続く時効処理を連続
した熱処理において、溶体化処理温度域から時効処理温
度域へ、冷却速度を 300℃／ｈ以上で冷却することを特
徴とする請求項１記載の高強度Ｎｉ基合金の製造方法。 - 【請求項３】 溶体化処理とそれに続く時効処理を連続
した熱処理において、溶体化処理温度と時効処理温度と
の温度差が 100〜 300℃の範囲にあることを特徴とする
請求項１記載の高強度Ｎｉ基合金の製造方法。 - 【請求項４】 溶体化処理として、1200℃から1350℃で
行い、時効処理温度として1050℃から1200℃の間で行う
ことを特徴とする請求項１、請求項２又は請求項３に記
載の高強度Ｎｉ基合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10488393A JPH06293945A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 高強度Ｎｉ基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10488393A JPH06293945A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 高強度Ｎｉ基合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06293945A true JPH06293945A (ja) | 1994-10-21 |
Family
ID=14392588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10488393A Pending JPH06293945A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 高強度Ｎｉ基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06293945A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009132964A (ja) * | 2007-11-30 | 2009-06-18 | Hitachi Ltd | Ｎｉ基合金 |
| JP2011174123A (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-08 | Hitachi Ltd | ニッケル基合金及びそれを用いたランド用ガスタービン部品 |
-
1993
- 1993-04-08 JP JP10488393A patent/JPH06293945A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009132964A (ja) * | 2007-11-30 | 2009-06-18 | Hitachi Ltd | Ｎｉ基合金 |
| JP2011174123A (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-08 | Hitachi Ltd | ニッケル基合金及びそれを用いたランド用ガスタービン部品 |
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