JPS5896863A - 接合用耐熱超合金及びその製造法 - Google Patents
接合用耐熱超合金及びその製造法Info
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- JPS5896863A JPS5896863A JP19283981A JP19283981A JPS5896863A JP S5896863 A JPS5896863 A JP S5896863A JP 19283981 A JP19283981 A JP 19283981A JP 19283981 A JP19283981 A JP 19283981A JP S5896863 A JPS5896863 A JP S5896863A
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- Japan
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- bonding
- base material
- heat
- superalloy
- alloy layer
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- Pending
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C26/00—Coating not provided for in groups C23C2/00 - C23C24/00
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、拡散接合に好適な耐熱超合金及びその製造法
に関する。
に関する。
近時、ガスタービンなどのブレードを分割してロストワ
ックスなどの精密鋳造法で製造し、後で接合の手段によ
り組合せて一体化させる方法が望まｎでいる。これは、
ブレードの冷却効率を高めるため内孔が複雑になり、も
はや中子にょる内孔製作が困難になりつつあることと、
ブレードの強度設計上材料の使い分けによる経済的効果
の狙いにあるとみられる。ブレード用材料はＮｌｌ超超
合金主流を占めるようになった。この種の合金は、強化
機構の主役をなすｒ′相全全析出せるためにＡ ／−と
Ｔｊを含有し、さらに耐酸化性等を増すためＫＣｒ、Ｍ
Ｏ，Ｔａ、Ｗ及びＮｂなどを含有している。これらの元
素は炭化物形成元素であり、なかでもＴｌｌＴａ及びＮ
ｂは高温度で極めて安定なＭＣ型炭化物を形成する。
ックスなどの精密鋳造法で製造し、後で接合の手段によ
り組合せて一体化させる方法が望まｎでいる。これは、
ブレードの冷却効率を高めるため内孔が複雑になり、も
はや中子にょる内孔製作が困難になりつつあることと、
ブレードの強度設計上材料の使い分けによる経済的効果
の狙いにあるとみられる。ブレード用材料はＮｌｌ超超
合金主流を占めるようになった。この種の合金は、強化
機構の主役をなすｒ′相全全析出せるためにＡ ／−と
Ｔｊを含有し、さらに耐酸化性等を増すためＫＣｒ、Ｍ
Ｏ，Ｔａ、Ｗ及びＮｂなどを含有している。これらの元
素は炭化物形成元素であり、なかでもＴｌｌＴａ及びＮ
ｂは高温度で極めて安定なＭＣ型炭化物を形成する。
この合金を溶接、例えば電子ビーム溶接を行った際、高
温で粒界状割れが発生し易いことを経験する。上記粒界
状割ｎの発生は、合金中のＭＣ型炭化物が結晶粒界に整
列することにより粒界が脆化しやすい状態にるるためと
みられ、粒界にＭＣ型炭化物を集合させないかめるいは
集合しても微細で１つ鈍角形状にさせれば粒界の脆化は
軽減されるとみられる。ともかく、耐熱超合金の溶接は
多くの問題がおる。
温で粒界状割れが発生し易いことを経験する。上記粒界
状割ｎの発生は、合金中のＭＣ型炭化物が結晶粒界に整
列することにより粒界が脆化しやすい状態にるるためと
みられ、粒界にＭＣ型炭化物を集合させないかめるいは
集合しても微細で１つ鈍角形状にさせれば粒界の脆化は
軽減されるとみられる。ともかく、耐熱超合金の溶接は
多くの問題がおる。
耐熱超合金のろう付による接合は比較的容易でおるが、
接合部の成分が異種であること及び接合部の融点が低い
ことより継手強度が不足しており、適用範囲が限らｆて
いる。
接合部の成分が異種であること及び接合部の融点が低い
ことより継手強度が不足しており、適用範囲が限らｆて
いる。
これらの接合法に対処する耐熱超合金の接合方法として
固相拡散接合がるるか、インサート材を用いないと接合
面を密着させるに相当高い圧力と長時間の高温処理を必
要とし好ましくない。このような高圧力・高温接合は致
命的な変形を伴いやすい。適切なインサート材を用いハ
ば、接合が容易となるのみならずまた接合後の継手効率
を高めることができる。インサート材を用いた方法の代
表例として米国特許第３，６３２，３１９と第３，６７
８，５７０がみられる。インサート材と前者は粉末、後
者は薄板を用い、こｎらを結合しようとする両面間に入
れ、低い圧力下でその接着面とインサート材は適切な結
合温度になるまで真空中又はアルゴン雰囲気中にて加熱
する。このときインサート材は溶融し、結合面のギャッ
プを防ぎ、接着両面とインサート材の合金化元素の迅速
な拡散を行なわしめるのである。この場合のインサート
材の成分は、母材の主要成分に近似のものが選択される
。加えて、重要な点はインサート材の融点が母材のそれ
よりも低くすることである。接合温度はインサート材の
融解温度と母材の融解温度との間を選ぶ必要があり、こ
れがキーポイントとなる。以上のとおり、こ扛ら２種類
の特許では確かに接合性が優れているが、インサート材
を別途製造して準備する必要がある。また、こ扛ら２種
類の接合法では母材とインサート材との界面が少なくと
も２界面に亘るため、ある程度の長い拡散時間を要す。
固相拡散接合がるるか、インサート材を用いないと接合
面を密着させるに相当高い圧力と長時間の高温処理を必
要とし好ましくない。このような高圧力・高温接合は致
命的な変形を伴いやすい。適切なインサート材を用いハ
ば、接合が容易となるのみならずまた接合後の継手効率
を高めることができる。インサート材を用いた方法の代
表例として米国特許第３，６３２，３１９と第３，６７
８，５７０がみられる。インサート材と前者は粉末、後
者は薄板を用い、こｎらを結合しようとする両面間に入
れ、低い圧力下でその接着面とインサート材は適切な結
合温度になるまで真空中又はアルゴン雰囲気中にて加熱
する。このときインサート材は溶融し、結合面のギャッ
プを防ぎ、接着両面とインサート材の合金化元素の迅速
な拡散を行なわしめるのである。この場合のインサート
材の成分は、母材の主要成分に近似のものが選択される
。加えて、重要な点はインサート材の融点が母材のそれ
よりも低くすることである。接合温度はインサート材の
融解温度と母材の融解温度との間を選ぶ必要があり、こ
れがキーポイントとなる。以上のとおり、こ扛ら２種類
の特許では確かに接合性が優れているが、インサート材
を別途製造して準備する必要がある。また、こ扛ら２種
類の接合法では母材とインサート材との界面が少なくと
も２界面に亘るため、ある程度の長い拡散時間を要す。
本発明はこ扛らの問題を解消するため提供することを目
的としたものである。
的としたものである。
即ち、本発明は、耐熱超合金を構成する母材表面に予め
形成された合金層であって当該母材の融点よりも低融点
の合金層を有して成り、且当該合金層中にＭＣ型炭化物
が内在し当該ＭＣ型炭化物が微細粒状のものであること
を特徴とする拡散接合に優れたγ′析出強化型耐熱超合
金及びその製造法に存する。
形成された合金層であって当該母材の融点よりも低融点
の合金層を有して成り、且当該合金層中にＭＣ型炭化物
が内在し当該ＭＣ型炭化物が微細粒状のものであること
を特徴とする拡散接合に優れたγ′析出強化型耐熱超合
金及びその製造法に存する。
本発明は、インサート材を配置せずとも拡散接合を容易
ならしめるため、耐熱超合金の表面に予め母材より低融
点の合金層を精密鋳造によって形成させることを主眼と
したものであり、以下本発明を詳述する。
ならしめるため、耐熱超合金の表面に予め母材より低融
点の合金層を精密鋳造によって形成させることを主眼と
したものであり、以下本発明を詳述する。
母材表面に低融点の層を生ぜしめれば、前述したインサ
ート材を用いたごとく、接合の際母材の同相線以下の接
合温度で融解し、接合面間に液相を満たし、その後加熱
を持続することにより液相と母材成分の間の相互拡散に
より接合領域が恒温凝固し、さらに加熱を持続すること
により接合領域の均質化がはかられ良好な接合状態をも
たらす。
ート材を用いたごとく、接合の際母材の同相線以下の接
合温度で融解し、接合面間に液相を満たし、その後加熱
を持続することにより液相と母材成分の間の相互拡散に
より接合領域が恒温凝固し、さらに加熱を持続すること
により接合領域の均質化がはかられ良好な接合状態をも
たらす。
Ｎｉ基超超合金母材と反応して、母材よりも低い温度で
融解する元素には硼素（Ｂ）があげられる。Ｂは母材の
主成分Ｎｉと反応し、硼素量的４．０５重量％を有し共
晶を形成する。この共晶温度は約ｉ ｏ ｓ ｏｒであ
るので、低融点化の目的を十分達成できる。なお、例え
ばＮｉ基超超合金ｌＮ７３８ＬＣの固相温度は約１２５
Ｏｒでるる。
融解する元素には硼素（Ｂ）があげられる。Ｂは母材の
主成分Ｎｉと反応し、硼素量的４．０５重量％を有し共
晶を形成する。この共晶温度は約ｉ ｏ ｓ ｏｒであ
るので、低融点化の目的を十分達成できる。なお、例え
ばＮｉ基超超合金ｌＮ７３８ＬＣの固相温度は約１２５
Ｏｒでるる。
同様に、硅素（ＳＩ）もまた１１．５重量％、Ｎｉに含
有することにより１１５０ｔ：’で共晶となる。
有することにより１１５０ｔ：’で共晶となる。
これらＢとＳｉの一方もしくは両方を所望するＮＩ＃ｆ
熱超合金の極ぐ表面に含有せしめることによって良好な
接合が得られる。しかし、良好な接合状態になっても、
前記表面層に存在するＭＣ型炭化物が巨大、且つ棒状の
ごとき形状であれば接合境界面に並びゃすく継手強度の
確保は困難となる。したがって、ＭＣ型炭化物の大きさ
、形状を改善する必要が生じた。実験の結果、Ｈｆｔ含
有せしめることによってＭＣ型炭化物が細かくなり、し
かも粒状になることが確認できた。なお、Ｈｆ含有によ
るＭＣ型炭化物の微細粒状化機構については、γ′析出
相の粗大化作用との関連が考えらｎるが明確な理由は見
出されてなかった。別に、ＨｆはＮｉ基超超合金おいて
靭性を向上させる効果がめるので、接合部佃域近傍のＢ
及びＳｉの濃度が高まることによる靭性の低下を補う働
きもある。さらに、ＭＣ型炭化物を微細粒状にすればＭ
Ｃ型炭化物を通しての亀裂伝播速度が小さくなるので、
例えば高温時のクリープ強度及び延性低下の懸念は全く
なくなるのである。
熱超合金の極ぐ表面に含有せしめることによって良好な
接合が得られる。しかし、良好な接合状態になっても、
前記表面層に存在するＭＣ型炭化物が巨大、且つ棒状の
ごとき形状であれば接合境界面に並びゃすく継手強度の
確保は困難となる。したがって、ＭＣ型炭化物の大きさ
、形状を改善する必要が生じた。実験の結果、Ｈｆｔ含
有せしめることによってＭＣ型炭化物が細かくなり、し
かも粒状になることが確認できた。なお、Ｈｆ含有によ
るＭＣ型炭化物の微細粒状化機構については、γ′析出
相の粗大化作用との関連が考えらｎるが明確な理由は見
出されてなかった。別に、ＨｆはＮｉ基超超合金おいて
靭性を向上させる効果がめるので、接合部佃域近傍のＢ
及びＳｉの濃度が高まることによる靭性の低下を補う働
きもある。さらに、ＭＣ型炭化物を微細粒状にすればＭ
Ｃ型炭化物を通しての亀裂伝播速度が小さくなるので、
例えば高温時のクリープ強度及び延性低下の懸念は全く
なくなるのである。
以上のとおり、ＢとＳｉの少なくとも一方と１１ ｆと
を表面に含有せしめることにより母材より低融点の合金
層及びその合金層内に存在するＭＣ型炭化物の微細粒状
化が得られ良好な拡散接合が成就さｎる。さらに、そｎ
ら合金層の製造法としては、所望する耐熱超合金の溶湯
を例えば精密鋳造法で造った鋳型に鋳造する際に、予め
前記鋳型内の接合部に相当する部分に合金材例えばＢと
８１又はそｎらの一方とＨｒとを配置することによって
成し遂げらｎる。
を表面に含有せしめることにより母材より低融点の合金
層及びその合金層内に存在するＭＣ型炭化物の微細粒状
化が得られ良好な拡散接合が成就さｎる。さらに、そｎ
ら合金層の製造法としては、所望する耐熱超合金の溶湯
を例えば精密鋳造法で造った鋳型に鋳造する際に、予め
前記鋳型内の接合部に相当する部分に合金材例えばＢと
８１又はそｎらの一方とＨｒとを配置することによって
成し遂げらｎる。
本発明の方法では、前記元素を鋳造過程で表面に浸入せ
しめるもので、鋳型内面に設ける実質的方法を以下に記
す。ワックスなどの消失模型に相当する部分にＢと８１
の一方もしくはその両方とＨｆとの混合粉末をバインダ
を用いて塗布してから後に所定のコーテングを行なうこ
とによる方法１完成した鋳型内面に前記混合粉末を塗布
することによる方法及び鋳型内面の接合部に相当する部
分に前記混合粉末を含む成形体例えばＮｒ−Ｂ−８ｉ−
１（ｆ板の組入牡による方法がある。さらに、前記混合
粉末をスラリへ適量添加し、これを用いて成形すること
による方法もあり、所望する超合金接合部の太きさ、形
状等に応じて方法を選択することが肝要である。
しめるもので、鋳型内面に設ける実質的方法を以下に記
す。ワックスなどの消失模型に相当する部分にＢと８１
の一方もしくはその両方とＨｆとの混合粉末をバインダ
を用いて塗布してから後に所定のコーテングを行なうこ
とによる方法１完成した鋳型内面に前記混合粉末を塗布
することによる方法及び鋳型内面の接合部に相当する部
分に前記混合粉末を含む成形体例えばＮｒ−Ｂ−８ｉ−
１（ｆ板の組入牡による方法がある。さらに、前記混合
粉末をスラリへ適量添加し、これを用いて成形すること
による方法もあり、所望する超合金接合部の太きさ、形
状等に応じて方法を選択することが肝要である。
Ｎｉ耐熱超合金表面の合金層のＢと３ｉの適正含有量は
、それら元素の一方を用いる場合にはＮｉと共晶を形成
する量すなわちＢは４．０５重量％、Ｓｉは１１．５重
量％までであり、ＢとＳｉの両方を用いる場合には表面
の融点を下げ過ぎるので前記含有量よりも低める必要が
ある。Ｈｆの含有量は２．０重量％まで適量である。こ
れ以上にＨｆ含有量を増してもＭＣ型炭化物の微細化効
果は認められなくなるが、接合境界部の靭性を高める点
を加えれば４．０重量％までが限界である。
、それら元素の一方を用いる場合にはＮｉと共晶を形成
する量すなわちＢは４．０５重量％、Ｓｉは１１．５重
量％までであり、ＢとＳｉの両方を用いる場合には表面
の融点を下げ過ぎるので前記含有量よりも低める必要が
ある。Ｈｆの含有量は２．０重量％まで適量である。こ
れ以上にＨｆ含有量を増してもＭＣ型炭化物の微細化効
果は認められなくなるが、接合境界部の靭性を高める点
を加えれば４．０重量％までが限界である。
本発明の方法による耐熱超合金の大きな特徴には、接合
の際従来法と比較して短い拡散時間で母材と同等の特性
を有することである。第１図は本発明による耐熱超合金
とインサート材を用いた従来法との接合過程における低
融点化元素例えばＢの濃度を模式的に示す。第１図から
明白のごとく、本発明による耐熱超合金では接合前すで
に表面より内部へ濃度勾配が生じていることにより、ｔ
１時間の短時間で拡散が完了する。一方、従来法は最初
の時点ｔ。で濃度勾配がないので、拡散に多くの時間を
費やす。１８時間でようやく濃度勾配が形成さ扛るに至
り、さらに長時間のｔ２時間で拡散を完了する。以上の
とおり、本発明による超合金を用いｎば従来法よりも短
時間で接合ができる。
の際従来法と比較して短い拡散時間で母材と同等の特性
を有することである。第１図は本発明による耐熱超合金
とインサート材を用いた従来法との接合過程における低
融点化元素例えばＢの濃度を模式的に示す。第１図から
明白のごとく、本発明による耐熱超合金では接合前すで
に表面より内部へ濃度勾配が生じていることにより、ｔ
１時間の短時間で拡散が完了する。一方、従来法は最初
の時点ｔ。で濃度勾配がないので、拡散に多くの時間を
費やす。１８時間でようやく濃度勾配が形成さ扛るに至
り、さらに長時間のｔ２時間で拡散を完了する。以上の
とおり、本発明による超合金を用いｎば従来法よりも短
時間で接合ができる。
以下、本発明の一実施例を述べる。
モデル翼のワックス模型の接合部に相当する部分に８３
部、ｓｉ１部及びＨｆ１部の混合物をコロイダルシリカ
をバイダとして塗布した。なお各元素は５〜３０ミクロ
ン径の粉末である。その後、所定のコーテングを第８層
まで行ない、オートクレーブで脱ろうし鋳型を造った。
部、ｓｉ１部及びＨｆ１部の混合物をコロイダルシリカ
をバイダとして塗布した。なお各元素は５〜３０ミクロ
ン径の粉末である。その後、所定のコーテングを第８層
まで行ない、オートクレーブで脱ろうし鋳型を造った。
ついで、鋳型を不活性ガス雰囲気炉中で１００ＯＣ焼成
を行い、別に溶解したＮｉ基超超合金１５２０？Ｔで真
空鋳造し、本発明による耐熱超合金を製造した。表面部
の低融点化合金層の深きは３０ミクロンであった。こう
して造った耐熱超合金の拡散接合状況を確認するため、
接合面を≠６００のエメリー紙で研摩を行ない表面の突
起欠陥を除き、アセトンで脱脂した。この後、接合面同
志１，２を第２図のように合わせ、電気炉に設置し、２
×１１０−５１ｆｌＨに真空引きした。接合面の密着を
容易にするため０．５に９ｆ／ｃｒｎ２の荷重を加え、
加熱し２時間保持後冷却した。この場合、接合温度はｌ
ｌ０（ｌと１２００１１の２種類である。別に、本発明
の方法と比較のため、先に記した米国特許第３６７８５
７０による方法を実施した。この場合、インサート材は
母材主要成分にＢを２．５％加えた３０ミクロン厚の薄
板を用いた。両方法とも接合後溶体化、時効の熱処理を
施こし引張試験により評価した。第１表にその結果を示
す。
を行い、別に溶解したＮｉ基超超合金１５２０？Ｔで真
空鋳造し、本発明による耐熱超合金を製造した。表面部
の低融点化合金層の深きは３０ミクロンであった。こう
して造った耐熱超合金の拡散接合状況を確認するため、
接合面を≠６００のエメリー紙で研摩を行ない表面の突
起欠陥を除き、アセトンで脱脂した。この後、接合面同
志１，２を第２図のように合わせ、電気炉に設置し、２
×１１０−５１ｆｌＨに真空引きした。接合面の密着を
容易にするため０．５に９ｆ／ｃｒｎ２の荷重を加え、
加熱し２時間保持後冷却した。この場合、接合温度はｌ
ｌ０（ｌと１２００１１の２種類である。別に、本発明
の方法と比較のため、先に記した米国特許第３６７８５
７０による方法を実施した。この場合、インサート材は
母材主要成分にＢを２．５％加えた３０ミクロン厚の薄
板を用いた。両方法とも接合後溶体化、時効の熱処理を
施こし引張試験により評価した。第１表にその結果を示
す。
第 １ 表
上記第１表から判るように、本発明による耐熱超合金を
用いた場合はすべて母材破断てあり、従来法に対して強
度、延性とも高かった。一方、従来法は接合温度１１０
０１Ｚ’で接合破断でろる。
用いた場合はすべて母材破断てあり、従来法に対して強
度、延性とも高かった。一方、従来法は接合温度１１０
０１Ｚ’で接合破断でろる。
１２０Ｏｒでは母材破断も見受けられるが、強度。
延性ともに低かった。
上記実施例はＮＩ基耐熱超合金の場合を示したが、他の
耐熱超合金例えばＣＯ基、Ｆｅ基についても本発明の方
法が適用できることは言うまでもない。また、これら母
材の同組成同志の接合は勿論＼異種組成母材の接合にも
十分適用し得るのである。
耐熱超合金例えばＣＯ基、Ｆｅ基についても本発明の方
法が適用できることは言うまでもない。また、これら母
材の同組成同志の接合は勿論＼異種組成母材の接合にも
十分適用し得るのである。
本発明によれば、予め耐熱超合金の母材表面に合金層を
形成させておくので接合時間を短縮できるのみならず機
械的性質に優れた接合部を確保できる。
形成させておくので接合時間を短縮できるのみならず機
械的性質に優れた接合部を確保できる。
第１図は本発明による耐熱超合金を用いた場合とインサ
ート材を用いた従来法の場合との拡散均質化までにかか
る接合時間を比較した図、第２図は本発明の詳細な説明
する拡散接合時の耐熱超合金ブレード組合せ状態図を示
す。 ａ・・・低融点化元素の濃度、ｂ・・・距離、Ｃ・・・
耐熱超合金、ｄ・・・耐熱超合金、ｅ・・・インサート
材、１・・・第 １ 品 第 ２ 図
ート材を用いた従来法の場合との拡散均質化までにかか
る接合時間を比較した図、第２図は本発明の詳細な説明
する拡散接合時の耐熱超合金ブレード組合せ状態図を示
す。 ａ・・・低融点化元素の濃度、ｂ・・・距離、Ｃ・・・
耐熱超合金、ｄ・・・耐熱超合金、ｅ・・・インサート
材、１・・・第 １ 品 第 ２ 図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、耐熱超合金を構成する母材表面に予め形成さ扛た合
金層であって当該母材の融点よりも低融点の合金層を有
して成り、肚当該合金層中にＭＣ型炭化物が内在し当該
ＭＣ型炭化物が微細粒状のものであることを特徴とする
拡散接合に優れたγ′析出強化型耐熱超合金。 ２、合金層がＢとＳｉの少なくとも一方とＨｆとを含有
して成るものである、特許請求の範囲第１項記載の耐熱
超合金。 ３、耐熱超合金を構成する母材を鋳型を使用して鋳造す
る際に、予め、前記鋳型内に、前記母材の融点よりも低
融点の合金層であって且当該母材の表面合金層を形成す
る合金材を配備しておくことを特徴とする耐熱超合金を
構成する母材表面に予め形成された合金層であって当該
母材の融点よりも低融点の合金層を有して成り、巨当該
合金層中にＭＣ型炭化物が内在し当該ＭＣ型炭化物が微
細粒状の拡散接合に優れたγ′析出強化型耐熱超合金の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283981A JPS5896863A (ja) | 1981-12-02 | 1981-12-02 | 接合用耐熱超合金及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283981A JPS5896863A (ja) | 1981-12-02 | 1981-12-02 | 接合用耐熱超合金及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5896863A true JPS5896863A (ja) | 1983-06-09 |
Family
ID=16297831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19283981A Pending JPS5896863A (ja) | 1981-12-02 | 1981-12-02 | 接合用耐熱超合金及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5896863A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6134107A (ja) * | 1984-07-16 | 1986-02-18 | ベー・ベー・ツエー・アクチエンゲゼルシヤフト・ブラウン・ボヴエリ・ウント・コンパニイ | ガスタービン羽根の基体上の耐蝕層およびそれを設ける方法 |
| EP2765220A1 (de) * | 2013-02-12 | 2014-08-13 | Siemens Aktiengesellschaft | Fügeverbindungsvorformling, Verfahren zum Fügen sowie Verbundwerkstück |
-
1981
- 1981-12-02 JP JP19283981A patent/JPS5896863A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS6134107A (ja) * | 1984-07-16 | 1986-02-18 | ベー・ベー・ツエー・アクチエンゲゼルシヤフト・ブラウン・ボヴエリ・ウント・コンパニイ | ガスタービン羽根の基体上の耐蝕層およびそれを設ける方法 |
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