JPS61243143A - Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法 - Google Patents
Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法Info
- Publication number
- JPS61243143A JPS61243143A JP59232492A JP23249284A JPS61243143A JP S61243143 A JPS61243143 A JP S61243143A JP 59232492 A JP59232492 A JP 59232492A JP 23249284 A JP23249284 A JP 23249284A JP S61243143 A JPS61243143 A JP S61243143A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- cobalt
- carbides
- grain size
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
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】
〔発明の利用分野〕
本発明は、新規なＣｏ基超塑性合金びその製造法に関す
る。
る。
炭化物析出強化型Ｃｏ基超超合金、ジェットエンジン、
ガスタービン等のデスク又はノズルに用いられ、強度が
高いため鍛造することができず、精密鋳造法によって製
品形状に作製されている。
ガスタービン等のデスク又はノズルに用いられ、強度が
高いため鍛造することができず、精密鋳造法によって製
品形状に作製されている。
しかし加工の難しい超合金であっても、結晶粒径を小さ
くすれば超塑性変形を生じて延性が向上することか知ら
れている。特に ｒ／析出強化型超合金では超塑性を示
すのが明らかとなっている。
くすれば超塑性変形を生じて延性が向上することか知ら
れている。特に ｒ／析出強化型超合金では超塑性を示
すのが明らかとなっている。
鋳造超合金は、通常の溶解方法では結晶粒を微細化する
ことができないため、粉末冶金法にょシ製造されている
。超塑性変形に対しては結晶粒径が小さい程優れた性質
を発揮するが、従来の粉末冶金法では、溶湯を急冷する
ことが難しいため、粉末を微細化することができず結果
として、粉末の粒径を１０μｍ以下にすることは困難で
ある。
ことができないため、粉末冶金法にょシ製造されている
。超塑性変形に対しては結晶粒径が小さい程優れた性質
を発揮するが、従来の粉末冶金法では、溶湯を急冷する
ことが難しいため、粉末を微細化することができず結果
として、粉末の粒径を１０μｍ以下にすることは困難で
ある。
また、結晶粒径を単に微細化しただけでは、低い温度領
域において十分な超塑性が得られないことは知られてい
る。
域において十分な超塑性が得られないことは知られてい
る。
Ｃｒを多量に含有し、炭化物によって強化したコバルト
基合金では、耐食性が優れ、高温強度にも優れているた
め、高温構造材料として用いられている。このようなコ
バルト基合金に含有するクロームは、耐食性を改善する
元素であって、一方Ｃはクロームと結合してＯｒシカ−
イトを生成し、強度に寄与する元素であるが、同時にク
ロームとカーボンは共晶状炭化物を凝固時に生成する。
基合金では、耐食性が優れ、高温強度にも優れているた
め、高温構造材料として用いられている。このようなコ
バルト基合金に含有するクロームは、耐食性を改善する
元素であって、一方Ｃはクロームと結合してＯｒシカ−
イトを生成し、強度に寄与する元素であるが、同時にク
ロームとカーボンは共晶状炭化物を凝固時に生成する。
との共晶状炭化物は、応力集中の拠点となシフ２ツクの
発生の原因となる。更に、この共晶状炭化物は、鋭角的
放射状に分布するため、延性、靭性及び熱疲労等の性質
を極めて低下させる主因となる。従って対超塑性特性に
対して極めて有害な炭化物である。
発生の原因となる。更に、この共晶状炭化物は、鋭角的
放射状に分布するため、延性、靭性及び熱疲労等の性質
を極めて低下させる主因となる。従って対超塑性特性に
対して極めて有害な炭化物である。
従来の粉末冶金法でコバルト基超合金の粉末を製造する
際には、その粉末粒径は通常１００μｍ程度でかつ粉末
粒内の結晶粒径は数μｍである。
際には、その粉末粒径は通常１００μｍ程度でかつ粉末
粒内の結晶粒径は数μｍである。
このように製造されたコバルト基超合金の粉末を熱間静
水圧プレス等で固化し所定形状の製品に成形するが、そ
の温度は通常１１００Ｃ前後であるため、粉末内の結晶
粒径は加工時の再結晶現象によシ結晶成長して結晶粒径
は２０μｍ以上となり、従来のコバルト基合金では、超
塑性現象が生じないという問題を有していた。
水圧プレス等で固化し所定形状の製品に成形するが、そ
の温度は通常１１００Ｃ前後であるため、粉末内の結晶
粒径は加工時の再結晶現象によシ結晶成長して結晶粒径
は２０μｍ以上となり、従来のコバルト基合金では、超
塑性現象が生じないという問題を有していた。
本発明の目的は、低い温度領域においても塑性加工がで
きるコバルト基超塑性合金及びその製造方法を提供する
ことにある。
きるコバルト基超塑性合金及びその製造方法を提供する
ことにある。
第１の本発明は、結晶粒径が１０μｍ以下であルコバル
ト基合金の基地に、粒径が０．５〜１０μｍ以下である
塊状及び粒状の炭化物を析出させていることを特徴とし
ている。
ト基合金の基地に、粒径が０．５〜１０μｍ以下である
塊状及び粒状の炭化物を析出させていることを特徴とし
ている。
第２の本発明は、時効に処理によって炭化物を形成する
コバルト基合金の溶湯を１０”Ｋ／秒以上の冷却速度で
凝固させて第２次デンドライトアーム間隔を１０μｍ以
下とし、該コバルト基合金を所定温度で時効処理して、
粒径０．５〜１０μｍの炭化物を析出させることを特徴
とするコバルト基超塑性合金の製造方法である。
コバルト基合金の溶湯を１０”Ｋ／秒以上の冷却速度で
凝固させて第２次デンドライトアーム間隔を１０μｍ以
下とし、該コバルト基合金を所定温度で時効処理して、
粒径０．５〜１０μｍの炭化物を析出させることを特徴
とするコバルト基超塑性合金の製造方法である。
上記の本発明の対象となるコバルト基合金の組成として
は、重量比でＣ＋０．１５〜１％、Ｃｒ：１５〜４０ｔ
ｓ及び残部Ｃｏからなるものであって、更に成分限定す
れば重量比にてＣ＋０．１５〜１チ。
は、重量比でＣ＋０．１５〜１％、Ｃｒ：１５〜４０ｔ
ｓ及び残部Ｃｏからなるものであって、更に成分限定す
れば重量比にてＣ＋０．１５〜１チ。
Ｃｒ ｒ １５〜４０％、Ｗ及び又はＭＯ：３〜１５Ｌ
Ｂ＋ １％以下、 Ｎｉ ＋ ０〜２０％、 Ｎｂ
： ０〜１．０ ％、 Ｚ ｒ ＋ ０〜１．０ ’１
６． Ｔ ｉ ｒ Ｏ〜１．０チ。
Ｂ＋ １％以下、 Ｎｉ ＋ ０〜２０％、 Ｎｂ
： ０〜１．０ ％、 Ｚ ｒ ＋ ０〜１．０ ’１
６． Ｔ ｉ ｒ Ｏ〜１．０チ。
Ｔｉ＋ｏ〜３％、Ａｚ＋０〜３％及び残部Ｃｏからなる
ものである。特に、コバルト基合金の基地に析出する炭
化物はＣｒを主として含むＣｒ！、Ｃ６からなるもので
あって、基地中のクローム量を１５〜４０％、カーボン
を０．１５〜１％を含有することが望ましい。
ものである。特に、コバルト基合金の基地に析出する炭
化物はＣｒを主として含むＣｒ！、Ｃ６からなるもので
あって、基地中のクローム量を１５〜４０％、カーボン
を０．１５〜１％を含有することが望ましい。
以下、本発明の対象となるコバルト基超合金を上記の組
成範囲に限定した理由を述べる。
成範囲に限定した理由を述べる。
Ｃはコバルト基合金の基地を強化する元素であって０．
１５１以下では高強度が得られず、一方ｌ−を超えると
溶接性及び脆化の点から好ましくない、特に、Ｃは０．
２〜０．４％の範囲が好ましい。
１５１以下では高強度が得られず、一方ｌ−を超えると
溶接性及び脆化の点から好ましくない、特に、Ｃは０．
２〜０．４％の範囲が好ましい。
Ｃｒはコバルト基合金の基地の耐食性を向上させる元素
であって１５−以下ではその効果が少なく、一方４０−
を超えると靭性が劣化するので、クロームの含有量は１
５〜４０％の範囲が好ましい。
であって１５−以下ではその効果が少なく、一方４０−
を超えると靭性が劣化するので、クロームの含有量は１
５〜４０％の範囲が好ましい。
Ｗ及びＭｏは炭化物の粗大化を防止し、かつ高温クリー
プの強度を向上させるために必要な元素であって、３％
以下ではその効果は少なく、また１５％を超えると、Ｗ
、Ｍｏを特徴とする特許相を生成するので、Ｗ、Ｍｏは
３〜１５％の範囲に限定した。
プの強度を向上させるために必要な元素であって、３％
以下ではその効果は少なく、また１５％を超えると、Ｗ
、Ｍｏを特徴とする特許相を生成するので、Ｗ、Ｍｏは
３〜１５％の範囲に限定した。
Ｂは微量添加することによシ結晶粒界構造を延性構造に
かえ材料の靭性向上に役立つ元素であって、１％以下が
好ましい。特に０．００１〜０．１チが望ましい。
かえ材料の靭性向上に役立つ元素であって、１％以下が
好ましい。特に０．００１〜０．１チが望ましい。
Ｎｉは材料強度を向上させるのに有効な元素であって高
靭性の観点から２０チ以下が好ましい。
靭性の観点から２０チ以下が好ましい。
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉはカーボンと微細な二次炭化物を形成
し材料強度を向上させる元素であって、１チ以下が好ま
しい。特に０，１〜Ｏ，Ｓ＊がよい。
し材料強度を向上させる元素であって、１チ以下が好ま
しい。特に０，１〜Ｏ，Ｓ＊がよい。
これ等を単独よシも２種又は３種以上の組み合せたとえ
ばＴｉ＋Ｎｂ、Ｔ ｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｔｉ＋’ｒａ、Ｔ
ｉ＋Ｔａ＋Ｚｒ等の組み合せがある。
ばＴｉ＋Ｎｂ、Ｔ ｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｔｉ＋’ｒａ、Ｔ
ｉ＋Ｔａ＋Ｚｒ等の組み合せがある。
Ｔｔは脱酸剤２として必要であシかつニッケルと化合し
て析出強化によ多材料強度を向上させる元素であって、
３チ以下が好ましい。
て析出強化によ多材料強度を向上させる元素であって、
３チ以下が好ましい。
Ｔ１は微細な炭化物を形成するとともにアルミと同様に
Ｎｉと結合して材料強度を向上させる元素であって、０
．１〜０．８１が好ましい。
Ｎｉと結合して材料強度を向上させる元素であって、０
．１〜０．８１が好ましい。
Ｃｏは本発明のコバルト基超塑性合金の基本成分であっ
て固溶強化のために４０−以上が好ましく、特に６０チ
以上が好ましい。
て固溶強化のために４０−以上が好ましく、特に６０チ
以上が好ましい。
第１表は代表的なコバルト基合金の例を示しているもの
で、本発明合金に該当する組成を有するものである。
で、本発明合金に該当する組成を有するものである。
本発明のコバルト基超塑性合金は、以上のような組成か
らなるもので結晶微粒径が１０μｍ以下であって、かつ
炭化物の粒径が０．５〜１０μｍ以下の塊状及び球状の
炭化物析出物であることが必須の条件である。そして超
塑性現象は溶湯凝固のままでは生ぜず、熱処理等によっ
て炭化物を０．５〜１０μｍの大きさに調整することが
必要である。
らなるもので結晶微粒径が１０μｍ以下であって、かつ
炭化物の粒径が０．５〜１０μｍ以下の塊状及び球状の
炭化物析出物であることが必須の条件である。そして超
塑性現象は溶湯凝固のままでは生ぜず、熱処理等によっ
て炭化物を０．５〜１０μｍの大きさに調整することが
必要である。
一般に超塑性は結晶粒が１０μｍ以上と大きくなると示
さないが、一方結晶粒の大きさが小さくとも炭化物が０
．５μｍ以下の小さな場合は超塑性を示さない。一方、
炭化物の大きさは１０μｍ以上に大きくなると超塑性を
示さなくなる。これは炭化物が１０μｍ以上に粗大化す
ると合金内に炭化物の偏析が生じて、ある部分では無炭
化物状態が生ずる。一般に炭化物は合金中に均一に分散
するのがよい。これは合金内に均一に分散することによ
って合金の基地結晶粒の粗大化を防止しているからであ
シ、炭化物が１０μｍ以上になると炭化物が存在しない
部分が生じ、そこでは結晶粒が粗大化して結晶粒は１０
μｍ以上となって超塑性を示さなくなる。以上のことか
ら、コバルト基合金の基地中に析出させる炭化物の粒径
が０．５μｍ〜１０βｍ以下であることが好ましい。こ
のように超塑性現象は炭化物の大きさと結晶粒径との相
互関係によって生ずるものである。
さないが、一方結晶粒の大きさが小さくとも炭化物が０
．５μｍ以下の小さな場合は超塑性を示さない。一方、
炭化物の大きさは１０μｍ以上に大きくなると超塑性を
示さなくなる。これは炭化物が１０μｍ以上に粗大化す
ると合金内に炭化物の偏析が生じて、ある部分では無炭
化物状態が生ずる。一般に炭化物は合金中に均一に分散
するのがよい。これは合金内に均一に分散することによ
って合金の基地結晶粒の粗大化を防止しているからであ
シ、炭化物が１０μｍ以上になると炭化物が存在しない
部分が生じ、そこでは結晶粒が粗大化して結晶粒は１０
μｍ以上となって超塑性を示さなくなる。以上のことか
ら、コバルト基合金の基地中に析出させる炭化物の粒径
が０．５μｍ〜１０βｍ以下であることが好ましい。こ
のように超塑性現象は炭化物の大きさと結晶粒径との相
互関係によって生ずるものである。
本発明のコバルト基超塑性合金値コバルト基合金基地の
結晶粒径を１０μｍ以下にし、かつ炭化物の大きさｔ−
ｏ、 ｓ〜１０μｍにするところにある。
結晶粒径を１０μｍ以下にし、かつ炭化物の大きさｔ−
ｏ、 ｓ〜１０μｍにするところにある。
次に、コバルト基超塑性合金を製造する方法について述
べる。
べる。
このコバルト基超塑性合金を製造する方法は、コバルト
基合金の溶湯を急冷凝固させることによシ、有害な共晶
炭化物の生成を本質的に防止し、かつ結晶粒径ｔ−１０
μｍ以下にするとともに、熱処理によシ炭化物を粒形で
０．５〜１０μｍ以下に調整することを特徴としている
。この溶湯から急冷凝固する際の冷却速度は１０” Ｋ
／Ｂｅｅ以上であって凝固の際の第２デ／ド２イトアー
ム間隔が１０μｍ以内に相当し、これにより超塑性の高
いものが得られる。特に第２プント２イトアーム間隔が
１μｍ以下であることが好ましい。このコバルト基合金
の溶湯を１０ ” Ｋ／ ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却
凝固させる具体的な方法としては、高速で回転するロー
ル表面に、溶湯を注湯し該ロール表面にｌ Ｏ’ Ｋ／
Ｓｅｃ 以上の速度で急冷凝固させる方法がある。
基合金の溶湯を急冷凝固させることによシ、有害な共晶
炭化物の生成を本質的に防止し、かつ結晶粒径ｔ−１０
μｍ以下にするとともに、熱処理によシ炭化物を粒形で
０．５〜１０μｍ以下に調整することを特徴としている
。この溶湯から急冷凝固する際の冷却速度は１０” Ｋ
／Ｂｅｅ以上であって凝固の際の第２デ／ド２イトアー
ム間隔が１０μｍ以内に相当し、これにより超塑性の高
いものが得られる。特に第２プント２イトアーム間隔が
１μｍ以下であることが好ましい。このコバルト基合金
の溶湯を１０ ” Ｋ／ ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却
凝固させる具体的な方法としては、高速で回転するロー
ル表面に、溶湯を注湯し該ロール表面にｌ Ｏ’ Ｋ／
Ｓｅｃ 以上の速度で急冷凝固させる方法がある。
このように冷却速度をＩＯ’に／ｓｅｅ以上で溶湯を凝
固させれば、１０μｍ以下の結晶粒径を得ることができ
る。更に本発明は、急冷凝固によって得られたコバルト
基合金を所定温度で時効し結晶粒径１０７１ｍ以下の状
態で、０．５〜１０μｍの炭化物を析出させることにあ
る。なおロールは表面研磨された表面を有し、その表面
に溶湯を注入するものである。更にロールは熱伝導性の
高い金属から形成することが好ましい。炭化物の粒径ｔ
−偶整するための時効温度は６００〜１０００Ｃの範囲
が好ましい。これらの温度範囲と時間とによって炭化物
の粒径を０．５〜１０μｍに調整することができる。こ
の時効処理の際の雰囲気としては不活性雰囲気が好まし
い。このように本発明の方法によって得られたコバルト
基合金は、結晶粒径が１０μｍ以下である合金の基地に
１粒径０．５〜１０μｍ以下の塊状及び粒状の炭化物を
析出させてなることを特徴とするものである。
固させれば、１０μｍ以下の結晶粒径を得ることができ
る。更に本発明は、急冷凝固によって得られたコバルト
基合金を所定温度で時効し結晶粒径１０７１ｍ以下の状
態で、０．５〜１０μｍの炭化物を析出させることにあ
る。なおロールは表面研磨された表面を有し、その表面
に溶湯を注入するものである。更にロールは熱伝導性の
高い金属から形成することが好ましい。炭化物の粒径ｔ
−偶整するための時効温度は６００〜１０００Ｃの範囲
が好ましい。これらの温度範囲と時間とによって炭化物
の粒径を０．５〜１０μｍに調整することができる。こ
の時効処理の際の雰囲気としては不活性雰囲気が好まし
い。このように本発明の方法によって得られたコバルト
基合金は、結晶粒径が１０μｍ以下である合金の基地に
１粒径０．５〜１０μｍ以下の塊状及び粒状の炭化物を
析出させてなることを特徴とするものである。
以下本発明の詳細な説明する。
第２表は本発明合金の供試材の化学組成（重量ｑｋ）を
示すものである。
示すものである。
第２表
表に示す合金は１５００ｔ：’の溶湯を回転するロール
間に直接注湯し、凝固させ薄帯を製造した。
間に直接注湯し、凝固させ薄帯を製造した。
得られた薄体の形状は長さ２０００ ｗｓ−、＠８〜１
０ Ｗｍｓ厚さ７０〜ｘｏｏ＃ｍである。この場合の溶
湯の冷却速度として溶湯から凝固するまでの速度は５Ｘ
１０’〜５Ｘ１０’に７秒であった。
０ Ｗｍｓ厚さ７０〜ｘｏｏ＃ｍである。この場合の溶
湯の冷却速度として溶湯から凝固するまでの速度は５Ｘ
１０’〜５Ｘ１０’に７秒であった。
第１図は注湯凝固させた１１のコバルト基合金の金属組
織を示す透過電子顕微鏡写真図である。
織を示す透過電子顕微鏡写真図である。
図に示すように、本発明のコバルト基合金の結晶性は約
１μｍで６シ１０μｍ以下になっている。
１μｍで６シ１０μｍ以下になっている。
第２図は第１図の高倍の透過電子顕微鏡写真図である。
図から、共晶炭化物は生成しないばか〕でなく炭化物の
生成自体が抑制されている。これは、本発明の実施例が
５Ｘ１０’〜５ＸＩＯ’に７秒の冷却速度で凝固された
ためであ夛、このことは同時に後の熱処理によシ炭化物
の粒径を所定の範囲に制御するものとして重要な意味を
もつ部分である。
生成自体が抑制されている。これは、本発明の実施例が
５Ｘ１０’〜５ＸＩＯ’に７秒の冷却速度で凝固された
ためであ夛、このことは同時に後の熱処理によシ炭化物
の粒径を所定の範囲に制御するものとして重要な意味を
もつ部分である。
第３＠は従来の冷却速度が遅い状態で溶解、鋳造された
コバルト基合金の顕微鏡組織の写真囚である０図に示す
如く、ゆつ〈）冷却合金した合金には粒界に共晶炭化物
の生成が認められる。この炭化物の生成は、超塑性特性
は本質的に有害なものであシ、また、その大きさは、１
０μｍよルはるかに大きく、従来方法では超塑性能を示
す炭化物形状を本質的に満足しないことは明らかである
。
コバルト基合金の顕微鏡組織の写真囚である０図に示す
如く、ゆつ〈）冷却合金した合金には粒界に共晶炭化物
の生成が認められる。この炭化物の生成は、超塑性特性
は本質的に有害なものであシ、また、その大きさは、１
０μｍよルはるかに大きく、従来方法では超塑性能を示
す炭化物形状を本質的に満足しないことは明らかである
。
第４図（Ａ）は、本発明のコバルト基合金をａｏｏｃ１
ｈ時効した合金の金属組織、（Ｂ）は同合金を１０００
Ｃ１ｈ時効した合金の金属組織顕微鏡写真図である。（
Ａ）では、粒界３重点あたシに黒色の小さなＣｒ１ＩＣ
６の析出が見らｔＬＸ（Ｂ）では１０００ｔ：’と高い
ｍ度で時効されたためＣｒ１ＩＣ６が大きく成長してい
る。ここで重要なことは、本発明のＣｏ基超塑性合金第
２図で示したように、凝固され＋１１の状態で炭化物の
生成を抑制し九ため、それ以後の熱処理で炭化物の大き
さを自由に制御できることである。そして、さらＫ１０
０ＯＣでｌｈ時効した第４図（Ｂ）においても炭化物径
は約０．２μｍとあまシ急激に大きくならずその大きさ
の制御は自由である。それに対して、第３図で示したよ
うな従来技術によるコバルト合金では本発明に示すよう
な炭化物の大きざに対する制御は本質的に無理である。
ｈ時効した合金の金属組織、（Ｂ）は同合金を１０００
Ｃ１ｈ時効した合金の金属組織顕微鏡写真図である。（
Ａ）では、粒界３重点あたシに黒色の小さなＣｒ１ＩＣ
６の析出が見らｔＬＸ（Ｂ）では１０００ｔ：’と高い
ｍ度で時効されたためＣｒ１ＩＣ６が大きく成長してい
る。ここで重要なことは、本発明のＣｏ基超塑性合金第
２図で示したように、凝固され＋１１の状態で炭化物の
生成を抑制し九ため、それ以後の熱処理で炭化物の大き
さを自由に制御できることである。そして、さらＫ１０
０ＯＣでｌｈ時効した第４図（Ｂ）においても炭化物径
は約０．２μｍとあまシ急激に大きくならずその大きさ
の制御は自由である。それに対して、第３図で示したよ
うな従来技術によるコバルト合金では本発明に示すよう
な炭化物の大きざに対する制御は本質的に無理である。
以上で、本発明の製造法によるコバルト基合金が炭化物
大きさの制御に対して優れると七を明らかにしてきたが
、これは本発明の製造方法における、冷却速度を１０２
Ｋ／８１ＩＣ以上としたからである。本発明によるコバ
ルト基超塑性合金の第２次デンドライトアーム間隔は約
０．５〜１μｍである。その８ＥＭ観察像の一例を第５
図に示す。なお、この第２次デンドライトアーム間隔ｔ
−測定することによって一溶湯から凝固するまでの冷却
速度が予測できるが１本発明の場合は、５ Ｘ ｌ Ｇ
’ 〜５ Ｘ Ｉ Ｏ”Ｋ／８ｅＣであった。冷却速度
が早くなると、その結晶粒は細かくなる傾向があるが、
本発明合金も結晶粒が約１μｍ前後と細かくなっている
。
大きさの制御に対して優れると七を明らかにしてきたが
、これは本発明の製造方法における、冷却速度を１０２
Ｋ／８１ＩＣ以上としたからである。本発明によるコバ
ルト基超塑性合金の第２次デンドライトアーム間隔は約
０．５〜１μｍである。その８ＥＭ観察像の一例を第５
図に示す。なお、この第２次デンドライトアーム間隔ｔ
−測定することによって一溶湯から凝固するまでの冷却
速度が予測できるが１本発明の場合は、５ Ｘ ｌ Ｇ
’ 〜５ Ｘ Ｉ Ｏ”Ｋ／８ｅＣであった。冷却速度
が早くなると、その結晶粒は細かくなる傾向があるが、
本発明合金も結晶粒が約１μｍ前後と細かくなっている
。
本発明のＣｏ基超朧性合金に対して、超塑性現象を生じ
させる場合、この作製時の状態のままでは超塑性現象は
発生しない。発生させるためには、炭化物を合金内に析
出させて、その大きさｔ Ｏ，Ｓμｍ以上１０μｍ以下
にすることが必要である。
させる場合、この作製時の状態のままでは超塑性現象は
発生しない。発生させるためには、炭化物を合金内に析
出させて、その大きさｔ Ｏ，Ｓμｍ以上１０μｍ以下
にすることが必要である。
第６図は本発明のＣｏ基合金の溶湯を急却凝固した合金
についての９００Ｃ及び９５０Ｃでの引張試験結果を示
す線図である。試料は厚さ７０μ八幅２０ｗの薄帯を用
いて７０−まで伸ばして調べた。超塑性は、変形応力Ｏ
と歪速度；との間において成立するα）式において、ｍ
がα３以上のときく発生するといわれている。
についての９００Ｃ及び９５０Ｃでの引張試験結果を示
す線図である。試料は厚さ７０μ八幅２０ｗの薄帯を用
いて７０−まで伸ばして調べた。超塑性は、変形応力Ｏ
と歪速度；との間において成立するα）式において、ｍ
がα３以上のときく発生するといわれている。
ｍ＝に＃ ・・・−・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・（１）なお、Ｋは材料定数であシ
、ｍは歪速度感受性指数である。
・・・・・・・・・・（１）なお、Ｋは材料定数であシ
、ｍは歪速度感受性指数である。
図において、傾がｍに相当する。このｍが０．３以上だ
と超塑性を示す。第６図で、ロールで作製したままのも
の（ａｓ ｒｏｌｌｅｄ）の結果を点線で示すが９００
Ｃで引張試験した場合、ｍは０．１６と小さく、また、
９５０Ｃでもｍは０．２８であプ超塑性を示さない。一
方、その薄帯を１００ＯｃＸ６ｈ（実線）時効処理した
ものは、引張試験をす−る前に予め炭化物を１μｍ以上
に成長させたものである。９５０Ｃでの試験結果はｍ＝
０．３７と０．３以上を示し、超塑性を示す。さらに９
００Ｃのものもｍ＝０．２４とナッテａｓ ｒｏｌｌｅ
ｄ材よシ大きくなシ超塑性を示す状態に近づく。このよ
うな超塑性現象発生の違いは、炭化物の大きさに原因し
ていることを発明者は明らかにすることができた。
と超塑性を示す。第６図で、ロールで作製したままのも
の（ａｓ ｒｏｌｌｅｄ）の結果を点線で示すが９００
Ｃで引張試験した場合、ｍは０．１６と小さく、また、
９５０Ｃでもｍは０．２８であプ超塑性を示さない。一
方、その薄帯を１００ＯｃＸ６ｈ（実線）時効処理した
ものは、引張試験をす−る前に予め炭化物を１μｍ以上
に成長させたものである。９５０Ｃでの試験結果はｍ＝
０．３７と０．３以上を示し、超塑性を示す。さらに９
００Ｃのものもｍ＝０．２４とナッテａｓ ｒｏｌｌｅ
ｄ材よシ大きくなシ超塑性を示す状態に近づく。このよ
うな超塑性現象発生の違いは、炭化物の大きさに原因し
ていることを発明者は明らかにすることができた。
第７図は、第６図において９５０Ｃでの試験後の組織で
ある。（Ａ）は超塑性を示さなかったａｓ ｒｏｌｌｅ
ｄ の組織であるが炭化物は０．１μｍと小さい。（Ｂ
）は１０００ＣＸ６ｈの熱処理を予めしたものであるが
、炭化物はＣｒｔｌｏｌｌの矢印で示したように１μｍ
以上に大きくなっておシ、ｍも０．３７となって超塑性
を示している。以上の説明で明らかとなったが、炭化物
の大きさが超塑性発生の重要な鍵を握っておシ、本発明
の最も重要な部分を握っている。一般に、超塑性は結晶
粒が１０μｍ以下と小さくないと示さないが、結晶粒の
大きさが小さくても炭化物が０．５μｍ以下の小さい場
合は第７図で示したように超塑性を示ざない。このよう
な場合は、予め熱処理をして炭化物を０．５〜１０μｍ
の大きさに調整しておくと超塑性を発現するようになる
。なお、結晶粒が小さい粉末等の場合は、ある条件で固
化した場合に炭化物が本発明で示した大きさに成長して
超塑性を示す場合がある。しかし゛ながら、この場合に
おいては固化時に炭化物調整の熱処理を同時にして、炭
化物の大きさを本発明で示した０、５〜１０μｍの大き
さにしたから超塑性を示すのであって、本質的に本発明
内容に該当する。一方、炭化物の太きさは１０μｍ以上
に大きくすると超塑性を示さなくなる。これは炭化物が
１０μｍ以上に粗大化すると合金内の炭化物の分布に偏
析が生じて、ある部分では無炭化物状態が生じる。一般
に炭化物は合金内に均一に分布するのが都合よい。これ
は合金内に均一に分布することによって合金基地結晶粒
の粗大化を防止しているからであシ、炭化物が１０μｍ
以上になると炭化物不在部が生じ、そこでは結晶粒が粗
大化して結晶粒は１０μｍ以上となってその結果超塑性
を示さなくなる。以上から、炭化物の大きさは０．５μ
ｍ以上１０μｍ以下が良く、合金基地の結晶粒径は１０
μｍ以下が好都合である。さらに、これら炭化物大きさ
と合金基地結晶粒径は相互に関係しており、これらの因
子はさらに合金の製造方法に密接に影響していることが
上記の説明でわかる。以上、本発明の一実施例をロール
法で作製した供試材に基づいて説明してきたが、本発明
の本質は合金基地の結晶粒径を１０／Ｊｍ以下にし、炭
化物の大きさを０．５〜１０μｍにする所にあシ、製造
法はこれを満足する限夛、いかなる製造法で作製しても
本発明の本質に該当することは自明である。
ある。（Ａ）は超塑性を示さなかったａｓ ｒｏｌｌｅ
ｄ の組織であるが炭化物は０．１μｍと小さい。（Ｂ
）は１０００ＣＸ６ｈの熱処理を予めしたものであるが
、炭化物はＣｒｔｌｏｌｌの矢印で示したように１μｍ
以上に大きくなっておシ、ｍも０．３７となって超塑性
を示している。以上の説明で明らかとなったが、炭化物
の大きさが超塑性発生の重要な鍵を握っておシ、本発明
の最も重要な部分を握っている。一般に、超塑性は結晶
粒が１０μｍ以下と小さくないと示さないが、結晶粒の
大きさが小さくても炭化物が０．５μｍ以下の小さい場
合は第７図で示したように超塑性を示ざない。このよう
な場合は、予め熱処理をして炭化物を０．５〜１０μｍ
の大きさに調整しておくと超塑性を発現するようになる
。なお、結晶粒が小さい粉末等の場合は、ある条件で固
化した場合に炭化物が本発明で示した大きさに成長して
超塑性を示す場合がある。しかし゛ながら、この場合に
おいては固化時に炭化物調整の熱処理を同時にして、炭
化物の大きさを本発明で示した０、５〜１０μｍの大き
さにしたから超塑性を示すのであって、本質的に本発明
内容に該当する。一方、炭化物の太きさは１０μｍ以上
に大きくすると超塑性を示さなくなる。これは炭化物が
１０μｍ以上に粗大化すると合金内の炭化物の分布に偏
析が生じて、ある部分では無炭化物状態が生じる。一般
に炭化物は合金内に均一に分布するのが都合よい。これ
は合金内に均一に分布することによって合金基地結晶粒
の粗大化を防止しているからであシ、炭化物が１０μｍ
以上になると炭化物不在部が生じ、そこでは結晶粒が粗
大化して結晶粒は１０μｍ以上となってその結果超塑性
を示さなくなる。以上から、炭化物の大きさは０．５μ
ｍ以上１０μｍ以下が良く、合金基地の結晶粒径は１０
μｍ以下が好都合である。さらに、これら炭化物大きさ
と合金基地結晶粒径は相互に関係しており、これらの因
子はさらに合金の製造方法に密接に影響していることが
上記の説明でわかる。以上、本発明の一実施例をロール
法で作製した供試材に基づいて説明してきたが、本発明
の本質は合金基地の結晶粒径を１０／Ｊｍ以下にし、炭
化物の大きさを０．５〜１０μｍにする所にあシ、製造
法はこれを満足する限夛、いかなる製造法で作製しても
本発明の本質に該当することは自明である。
以上のように、本発明によれば、低い温度領域でも超塑
性を示して７０１以上の伸び率を有し、かつ鍛造加工等
の塑性加工により複雑形状物を作製し得るＣｏ基超塑性
合金提供することができる。
性を示して７０１以上の伸び率を有し、かつ鍛造加工等
の塑性加工により複雑形状物を作製し得るＣｏ基超塑性
合金提供することができる。
Ｍ１図は本発明のコバルト基超塑性合金の蚊属組織を示
す透過電子顕微鏡写真図、第２図は第１図における高倍
の透過電子顕微鏡写真図、第３図は従来のコバルト基合
金の顕微鏡写真図、第４図（Ａ）、（Ｂ）は本発明のコ
バルト基合金の６００Ｃｘｌｈおよび１０００ＣＸｌｈ
時効ノ金属組織を示す顕微鏡写真図、第５図は本発明の
コバルト−基超塑性合金の８ＥＭ観察像の一例を示す走
査電子顕微鏡写真図、第６図はＣｏ基合金の９００Ｃお
よび９５０Ｃでの引張試験結果を示す線図、第７図は第
６図（Ａ）、（Ｂ）における９５０Ｃでの試験後のＣｏ
基合金の金属組織図である＠特許出願人 工業技術院長
等々労連 １μｍ・ σ、３）、ｔ、ｖＬ ）１４３ 目 ！ρμ威 し−一一一一」 （Ａン （５ン ａ・３Ｐ広 手続補正書彷式） 昭和６１年年月ｌｂ日
す透過電子顕微鏡写真図、第２図は第１図における高倍
の透過電子顕微鏡写真図、第３図は従来のコバルト基合
金の顕微鏡写真図、第４図（Ａ）、（Ｂ）は本発明のコ
バルト基合金の６００Ｃｘｌｈおよび１０００ＣＸｌｈ
時効ノ金属組織を示す顕微鏡写真図、第５図は本発明の
コバルト−基超塑性合金の８ＥＭ観察像の一例を示す走
査電子顕微鏡写真図、第６図はＣｏ基合金の９００Ｃお
よび９５０Ｃでの引張試験結果を示す線図、第７図は第
６図（Ａ）、（Ｂ）における９５０Ｃでの試験後のＣｏ
基合金の金属組織図である＠特許出願人 工業技術院長
等々労連 １μｍ・ σ、３）、ｔ、ｖＬ ）１４３ 目 ！ρμ威 し−一一一一」 （Ａン （５ン ａ・３Ｐ広 手続補正書彷式） 昭和６１年年月ｌｂ日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、結晶粒径が１０μｍ以下であるコバルト基合金の基
地に、粒径が０．５から１０μｍ以下である塊状及び粒
状の炭化物を析出させてなることを特徴とするＣｏ基超
塑性合金。 ２、特許請求の範囲第１項において、前記コバルト基合
金は、重量比でＣｒ：１５〜４０％、Ｃ：０．１５〜１
％を含み、４０％以上のＣｏからなることを特徴とする
Ｃｏ基超塑性合金。 ３、特許請求の範囲第１項において、前記コバルト基合
金は、重量比でＣ：０．１５〜１％、Ｃｒ：１５〜４０
％、Ｗ及び又はモリブデン：３〜１５％、Ｂ：１％以下
、Ｎｉ：０〜２０％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜
１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜３％、Ａｌ
：０〜３％、及び残部Ｃｏからなることを特徴とするＣ
ｏ基超塑性合金。 ４、特許請求の範囲第１項〜第３項において、前記コバ
ルト基合金は溶湯から凝固するまでの冷却速度を１０＾
２Ｋ／秒以上であることを特徴とするＣｏ基超塑性合金
。 ５、時効処理によって炭化物を形成するＣｏ基合金の溶
湯を１０＾２Ｋ／秒以上の冷却速度で凝固させて第２次
デンドラントアーム間隙を１０μｍ以下とし、該Ｃｏ基
合金を所定の温度で時効して、粒径０．５〜１０μｍの
炭化物を析出させることを特徴とするＣｏ基超塑性合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59232492A JPS61243143A (ja) | 1984-11-06 | 1984-11-06 | Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59232492A JPS61243143A (ja) | 1984-11-06 | 1984-11-06 | Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61243143A true JPS61243143A (ja) | 1986-10-29 |
| JPH0116292B2 JPH0116292B2 (ja) | 1989-03-23 |
Family
ID=16940163
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59232492A Granted JPS61243143A (ja) | 1984-11-06 | 1984-11-06 | Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61243143A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011032530A (ja) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Kobe Steel Ltd | 切削性に優れた生体用Ｃｏ基鋳造合金およびその製造方法 |
| JP2015190004A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-02 | 国立大学法人東北大学 | 機械部品 |
| JP2019014921A (ja) * | 2017-07-03 | 2019-01-31 | 国立大学法人東北大学 | 機械部品 |
| EP3453775A1 (en) * | 2017-09-08 | 2019-03-13 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| JP2019173175A (ja) * | 2019-04-02 | 2019-10-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体の製造方法 |
| WO2020121367A1 (ja) * | 2018-12-10 | 2020-06-18 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
| JP2020143379A (ja) * | 2019-04-02 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金材料 |
| WO2020179080A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物、該製造物の製造方法、およびコバルト基合金物品 |
| WO2020179083A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物およびその製造方法 |
| WO2020179085A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 熱交換器 |
| WO2020179084A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物、およびコバルト基合金物品 |
| WO2020179207A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金粉末、コバルト基合金焼結体およびコバルト基合金焼結体の製造方法 |
| WO2020179081A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物 |
| KR20210084422A (ko) | 2019-12-26 | 2021-07-07 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물 |
| DE102021106606A1 (de) | 2020-03-26 | 2021-09-30 | Vdm Metals International Gmbh | Pulver aus einer Kobalt-Chromlegierung |
| KR20220031990A (ko) | 2020-09-04 | 2022-03-15 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 재료 및 코발트기 합금 제조물 |
-
1984
- 1984-11-06 JP JP59232492A patent/JPS61243143A/ja active Granted
Cited By (44)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011032530A (ja) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Kobe Steel Ltd | 切削性に優れた生体用Ｃｏ基鋳造合金およびその製造方法 |
| JP2015190004A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-02 | 国立大学法人東北大学 | 機械部品 |
| JP2019014921A (ja) * | 2017-07-03 | 2019-01-31 | 国立大学法人東北大学 | 機械部品 |
| US10857595B2 (en) | 2017-09-08 | 2020-12-08 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| EP3453775A1 (en) * | 2017-09-08 | 2019-03-13 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| JP2019049022A (ja) * | 2017-09-08 | 2019-03-28 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
| US11325189B2 (en) | 2017-09-08 | 2022-05-10 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| EP3611282A1 (en) | 2017-09-08 | 2020-02-19 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy product |
| EP3611281A1 (en) | 2017-09-08 | 2020-02-19 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| US10632535B2 (en) | 2017-09-08 | 2020-04-28 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
| WO2020121367A1 (ja) * | 2018-12-10 | 2020-06-18 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
| KR20210022682A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-03 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 분말, 코발트기 합금 소결체 및 코발트기 합금 소결체의 제조 방법 |
| JPWO2020179084A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2021-03-11 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物、およびコバルト基合金物品 |
| WO2020179085A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 熱交換器 |
| WO2020179084A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物、およびコバルト基合金物品 |
| WO2020179207A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金粉末、コバルト基合金焼結体およびコバルト基合金焼結体の製造方法 |
| WO2020179081A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物 |
| CN111918975A (zh) * | 2019-03-07 | 2020-11-10 | 三菱动力株式会社 | 热交换器 |
| CN111918976A (zh) * | 2019-03-07 | 2020-11-10 | 三菱动力株式会社 | 钴基合金制造物 |
| CN112004950A (zh) * | 2019-03-07 | 2020-11-27 | 三菱动力株式会社 | 钴基合金制造物以及钴基合金物品 |
| CN112004952A (zh) * | 2019-03-07 | 2020-11-27 | 三菱动力株式会社 | 钴基合金制造物、该制造物的制造方法以及钴基合金物品 |
| WO2020179080A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物、該製造物の製造方法、およびコバルト基合金物品 |
| US11613795B2 (en) | 2019-03-07 | 2023-03-28 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt based alloy product and method for manufacturing same |
| KR20210024121A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-04 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물, 해당 제조물의 제조 방법, 및 코발트기 합금 물품 |
| KR20210024120A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-04 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 열교환기 |
| KR20210024617A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-05 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물 및 그 제조 방법 |
| KR20210027391A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-10 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물 및 코발트기 합금 물품 |
| KR20210027393A (ko) | 2019-03-07 | 2021-03-10 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물 |
| WO2020179083A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物およびその製造方法 |
| JPWO2020179083A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2021-03-11 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物およびその製造方法 |
| JPWO2020179080A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2021-04-30 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物、該製造物の製造方法、およびコバルト基合金物品 |
| JPWO2020179081A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2021-04-30 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物 |
| US11499208B2 (en) | 2019-03-07 | 2022-11-15 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt based alloy product |
| US11427893B2 (en) | 2019-03-07 | 2022-08-30 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Heat exchanger |
| US11414728B2 (en) | 2019-03-07 | 2022-08-16 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt based alloy product, method for manufacturing same, and cobalt based alloy article |
| CN112004952B (zh) * | 2019-03-07 | 2022-05-13 | 三菱重工业株式会社 | 钴基合金制造物的制造方法 |
| US11306372B2 (en) | 2019-03-07 | 2022-04-19 | Mitsubishi Power, Ltd. | Cobalt-based alloy powder, cobalt-based alloy sintered body, and method for producing cobalt-based alloy sintered body |
| RU2771192C1 (ru) * | 2019-03-07 | 2022-04-28 | Мицубиси Пауэр, Лтд. | Порошок сплава на основе кобальта, спечённое тело из сплава на основе кобальта и способ изготовления спечённого тела из сплава на основе кобальта |
| JP2019173175A (ja) * | 2019-04-02 | 2019-10-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体の製造方法 |
| JP2020143379A (ja) * | 2019-04-02 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金材料 |
| KR20210084422A (ko) | 2019-12-26 | 2021-07-07 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 제조물 |
| WO2021190704A1 (de) | 2020-03-26 | 2021-09-30 | Vdm Metals International Gmbh | Pulver aus einer kobalt-chromlegierung |
| DE102021106606A1 (de) | 2020-03-26 | 2021-09-30 | Vdm Metals International Gmbh | Pulver aus einer Kobalt-Chromlegierung |
| KR20220031990A (ko) | 2020-09-04 | 2022-03-15 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 재료 및 코발트기 합금 제조물 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0116292B2 (ja) | 1989-03-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3027200B2 (ja) | 耐酸化性低膨張合金 | |
| US5573608A (en) | Superplastic aluminum alloy and process for producing same | |
| JP4467637B2 (ja) | チタンアルミニウムを基礎とした合金 | |
| Suryanarayana et al. | Nanostructured materials and nanocomposites by mechanical alloying: an overview | |
| EP0675209B1 (en) | High strength aluminum-based alloy | |
| US4359352A (en) | Nickel base superalloys which contain boron and have been processed by a rapid solidification process | |
| JPS61243143A (ja) | Ｃｏ基超塑性合金およびその製造方法 | |
| JPS6032704B2 (ja) | 超微細均一分散結晶質相を有する合金 | |
| JPH0637696B2 (ja) | 高力、耐熱性アルミニウム基合金材の製造方法 | |
| CN107557615A (zh) | 制备超合金制品和相关制品的方法 | |
| NO143166B (no) | Fremgangsmaate ved fremstilling av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsprodukter | |
| JP3142659B2 (ja) | 高力、耐熱アルミニウム基合金 | |
| JPH0293037A (ja) | γプライム相を含有する合金とその製造方法 | |
| US5256202A (en) | Ti-A1 intermetallic compound sheet and method of producing same | |
| EP0093487B1 (en) | Nickel-based alloy | |
| Chung et al. | Superplasticity in aluminium-silicon eutectic | |
| JP3205362B2 (ja) | 高強度高靭性アルミニウム基合金 | |
| US4497669A (en) | Process for making alloys having coarse, elongated grain structure | |
| JPH06235040A (ja) | 高強度、耐熱性アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 | |
| US6231808B1 (en) | Tough and heat resisting aluminum alloy | |
| JP2711296B2 (ja) | 耐熱性アルミニウム合金 | |
| US4481034A (en) | Process for producing high hafnium carbide containing alloys | |
| JPS6033329A (ja) | Ｎｉ基超塑性合金の製造法 | |
| JPH07173557A (ja) | 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 | |
| JPH0488140A (ja) | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |