NO760312L - - Google Patents
Info
- Publication number
- NO760312L NO760312L NO760312A NO760312A NO760312L NO 760312 L NO760312 L NO 760312L NO 760312 A NO760312 A NO 760312A NO 760312 A NO760312 A NO 760312A NO 760312 L NO760312 L NO 760312L
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- particles
- powder
- rollers
- consolidation
- hot
- Prior art date
Links
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 90
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 86
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 46
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 39
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 39
- 238000007596 consolidation process Methods 0.000 claims description 28
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 9
- 229920001169 thermoplastic Polymers 0.000 claims description 9
- 239000004416 thermosoftening plastic Substances 0.000 claims description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 8
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 claims description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 3
- 239000002356 single layer Substances 0.000 claims description 3
- 238000005056 compaction Methods 0.000 claims 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 claims 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 16
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 12
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 10
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 7
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 6
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 5
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 4
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 4
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 4
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 4
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 3
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 2
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 1
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001093 Zr alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003245 coal Substances 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 1
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000003973 paint Substances 0.000 description 1
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 1
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000012216 screening Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001247 waspaloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte
til fremstilling av knalegeringsprodukter ut fra pulver av legeringer, så som de såkalte "superlegeringer", som p.g.a. sin motstand mot siging og påkjenning ved forhøyede temperaturer og ;store hårdhet er vanskelig varmbearbeidbare ved konvensjonell teknikk omfattende smelting, støping og knabearbeiding eller pulvermetallurgi.
Noen forbedring i varmbearbeidbarheten og behandlings-egenskapene til de mest anvendte eller beste superlegeringer,
så som "IN-100, Astroloy" (varemerke), "Rene 95" (varemerke) og "IN-792", hvis egenskaper, skyldes nærvær av gamma-herdnere så som titan, aluminium, niob og tantal, og av et eller flere grunnmasse-forsterkende stoffer, så som molybden og wolfram, kan oppnås ved nedsettelse av det prosentvise innhold av slike bestanddeler,
men dette oppnås bare på bekostning av ønskede høytemperatur-egenskaper. Alternativt vil omdannelse av atomisert legeringspulver, dvs. pulver fremstilt ved atomisering av den smeltede legering og størkning av de resulterende dråper, til knaprodukter ved varm-konsolidering, med eller uten bruk av "gatorisering",
en prosess som innebærer mekanisk og termisk behandling av det konsoliderte pulver, i en begrenset forbedring i varmbearbeidbarheten, men kan bare anvendes ved fremstilling av relativt små knaprodukter.
En fremgangsmåte til fremstilling av både små og større knaprodukter ut fra atomisert legeringspulver er beskrevet i sø-kerens britiske patentsøknad nr. 57571/73, hvor de atomiserte partikler av legeringspulver før varmkonsolideringen knabehandles for innføring av deformasjonsenergi, hvorved varmbearbeidbarheten forbedres. Deformasjonsenergien ble tilført ved hjelp av høyenergi-maling. Det atomiserte pulver, som i regelen hadde partikkelstørre Iser innen området opp til 1 000 pm, ble imidlertid fortrinnsvis siktet før malingen, hvorved partikkelstørreIser mellom 350 og 1 000^um ble fjernet. Grunnen til dette var at partikkelstørrelser mellom 350 og 1 000 pm, som i alminnelighet omfatter de større kornstørreIser og som derfor krever tilførsel av mer deformasjonsenergi enn partikler som er mindre enn 300 pm, ikke nødvendigvis mottar den største mengde deformasjonsenergi når usiktet atomisert pulver males.
Det ble nå overraskende funnet at relativt store partikler kan gis den nødvendige deformasjonsenergi ved en fremgangsmåte som. ikke krever utseparering av de relativt store partikler før behandlingen.
Den foreliggende oppfinnelse tilveiebringer således en
. fremgangsmåte til fremstilling av knalegeringsprodukter ved varra-konsolidering av atomiserte pulverpartikler av legeringen,karakterisert vedat pulverpartiklene før konsolideringen føres mellom valser som koldreduserer et betydelig antall av dem, hvorunder
pulverpartiklene opptar deformasjonsenergi, slik at deres varmbearbeidbarhet forbedres.
Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen bevirker dessuten at det således behandlede pulver oppviser øket termoplastisitet, dvs. lavere motstand mot flyting ved varmbearbeidingstemperaturer, endog når deformasjonsenergi ikke tilføres alle de behandlede pulverpartikler. Tilførsel av deformasjonsenergi til partiklene ved valsing gjør opptaket av forurensninger minst mulig. Knaprodukter fremstilt i henhold til oppfinnelsen har enn videre en meget gunstig og ønsket grovkornet struktur, mindre enn ASTM
(American Society for Testing of Metals) 5, etter varmkonsolidering og oppløsningsbehandling.
Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen skal nå forklares nærmere under henvisning til tegningen, som illustrerer en eksempelvis utførelse: Fig. 1 viser skjematisk og skissemessig en del av et apparat til bruk ved utførelse av fremgangsmåten i følge oppfinnelsen. Fig. 2 viser en grafisk fremstilling av hårdheten som funksjon av temperaturen, hvor kurve A gjelder atomisert pulver underkastet deformasjonsbehandling, og hvor kurve B gjelder udeformert pulver. Fig. 3 er en grafisk fremstilling av hårdheten som funksjon av temperaturen og viser virkningen av temperaturen på hårdheten av konsolidert "IN-100"-pulver behandlet i henhold til oppfinnelsen (kurve C) og på konsolidert "IN-100"-pulver som ikke er behandlet i henhold til den foreliggende fremgangsmåte (kurve D).
Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen til fremstilling
av knalegeringsprodukter ved varmkonsolidering av atomiserte partikler av legeringen, fortrinnsvis partikler av superlegering av nikkel- og/eller kobolt- og/eller jern-baserte legerinstyper, legeringer som normalt er vanskelige å varmbearbeide og videre-behandle ved konvensjonell teknikk, erkarakterisert vedat partiklene før konsolideringen føres mellom valseruller i et valseverk så som vist generelt på tegningens fig. 1. Et betydelig .■antall av partiklene koldreduseres ved de komprimerende krefter under valsingen og går over i den "termoplastiske" tilstand, hvilket vil bli nærmere beskrevet nedenfor, idet partiklene opptar deformasjonsenergi. Oppvarming av det således behandlede pulver til konsolideringstemperatur og konsolidering resulterer i betydelig kornforfining sammenlignet.med det ubehandlede atomiserte, på forhånd legerte pulver, slik at det termoplastiske pulver blir lettere å knabearbeide, idet det har en markert lavere flytespenning. Påfølgende formningsoperasjoner kan ut-føres på produkter som er fremstilt i henhold til oppfinnelsen, ved lavere temperaturer og/eller spenninger enn hva som ellers ville være tilfelle med konvensjonelle midler, innbefattende pulvermetallurgisk teknikk. Denne økte termoplastisitet gjør det mulig å fremstille større gjenstander, så som skiver med diameter på 1,2-1,5 m som skal varmpresses isostatisk til bruk i gassturbiner (for flymotorer eller for industriell anvendelse), såvel som små intrikate, komplekse deler eller gjenstander som eksempelvis fremstilles ved ekstrusjon.
Ved fremgangsmåten i følge oppfinnelsen blir de atomiserte partikler av legeringen fortrinnsvis innmatet i valseinn-retningen hovedsakelig som et mono-sjikt, slik at det blir minst mulig sammenstøting mellom pulverpartiklene innbyrdes i,den tid valsens komprimerende krefter virker på partiklene. Herved vil koldbinding eller koldsveising reduseres betydelig, eventuelt helt unngås, hvilket bidrar til oppnåelse av en relativt ensartet eller jevn pulvertykkeIse. For dannelse av et mono-sjikt kan det anvendes en vibrerings innretning som mater pulverpartiklene over en kant, slik at de faller gjennom en rekke finner og til slutt ned på valseoverflåtene ved valseinnløpet. Valserullenes diameter må være tilstrekkelig stor til at partiklene trekkes
inn i valseinnløpet eller valsegapet for at den ønskede defor-mering av partiklene skal finne sted. Man har med godt resultat anvendt valser med karbid-overflate og diameter så liten som 57 mm, såvel som 229 mm diameter valser av stål (52100-stål i,følge AISI (American Iron and Steel Institute, nominelt 1% karbon, 0,35% mangan, 1,45 krom, resten jern).
Man har med fordel anvendt valser med karbid-overflate, da disse har god slitemotstand og gir minimal forurensning og bibeholder sin hårde glatte overflate, f.eks. under 2,54 pm og .fortrinnsvis under 1,27 pm, hvilket bidrar til ensartet behandling og også mest mulig hindrer overflateskader på valsene. Valser av karbid eller med karbid-overflate har dessuten en høy elastisitetsmodul, som er en vesentlig faktor når det gjelder å unngå at partiklene lager fordypninger i valseoverflaten, og således også når det gjelder å oppnå partikler med ensartet tykkelse.
Åpningen mellom valsene er hensiktsmessig mellom 25 og 380 pm, f.eks. 50 pm, under valsingen (dynamisk valseåpning).
I praksis vil atomiserte partikler av forhåndslegert superlegering som anvendes i følge oppfinnelsen, i alminnelig ha størrelser mindre enn 835 pm. En valseåpning på 50 pm vil således sikre at f.eks. partikler større enn 43 pm av vanskelig knabearbeidbart pulver så som IN-100 (nominell sammensetning: 10% krom, 15% kobolt, 3% molybden, 4,7% titan, 5,5% aluminium, 0,014% bor, 0,06% zirkonium, 0,18% karbon, resten nikkel) vil være tilstrekkelig forfinet til at de får praktisk talt full tetthet under konsolidering ved temperaturer over 1 040°C. Partikler med størrel-ser mindre enn 66 pm erholdt ved atomisering av forhåndslegert . IN-100 har tilstrekkelig fin kornstørrelse (omkring 10 pm) til
å komprimeres til praktisk talt full tetthet ved 1 040°C uten
å behøve kornforfining.
Valsehastigheten må være slik at den vil gi den ønskede deformasjonsenergi og kan bestemmes raskt avhengig av parametrene partikkelstørrelse, sammensetning etc. En hastighet på 35 omdreininger pr. minutt er blitt anvendt med tilfredsstillende resultat, men større valsehastigheter, eksempelvis 1 000 eller 1 500 omdreininger pr. minutt eller mer kan anvendes når man ønsker å øke produktiviteten. Den maksimalt brukbare valse-hastighet vil sannsynligvis være begrenset av det system som brukes til kjøling av valsene.
Ved fremgangsmåten i følge oppfinnelsen kan atomiserte partikler av forhåndslegert pulver, så som partikler av superlegering, føres mellom valsene en eller flere ganger. Uansett hvor mange valsninger eller valsepassasjer som anvendes, bør de valsede pulverpartikler, dvs. etter koldreduksjon, hvilke til å begynne med, etter atomiseringen, fortrinnsvis er kulelignende partikler av superlegering, hensiktsmessig ha skive lignende form med et gjennomsnittlig dimensjonsforhold på minst 1,25:1, fortrinnsvis minst 2 eller 3 til 1; forandringen fra kulelignende til .'skive f ormede partikler etter valsing er vist skjematisk på fig.l.
(Gjennomsnittlig dimensjonsforhold er den gjennomsnittlige diameter av de valsede partikler dividert med gjennomsnittlig par-tikkeltykkelse). Ved riktig dimensjonsforhold kan en alt i alt betydelig finere gjennomsnittlig kornstørreIse, eksempelvis mindre enn ASTM 10, oppnås etter varmkonsolidering av de valsede pulverpartikler, hvor de fine kornene danner et hovedsakelig kontinuerlig nettverk i det varmkonsoliderte produkt. Denne virkning av korn-størrelsen kan ses å gjøre seg gjeldende i det følgende eksempel I.
EKSEMPEL I
Partikler mindre enn 390 pm av IN-100 (samme nominelle sammensetning som angitt ovenfor) ble valset ved hjelp av karbidvalser til en skivelignende form, som generelt antydet på fig. 1. Det ble funnet at selv med bare en valsepassasje var partiklene tilstrekkelig behandlet, dvs. termoplastiske, til tross for at størrelsen gikk opp til 390 pm, til at full tetthet ble oppnådd ved bruk av bare en passasje gjennom valsen. Likevel hadde det varmkonsoliderte produkt som erholdtes med disse partikler, et bredt og grovkornet størrelsesmønster, dvs. ASTM 16 opp til ASTM 5, etter oppløsningsbehandling. Disse partikler ble konsolidert i et hylster av bløtt stål i en ekstrusjonspresse.
Når det gjelder anvendelser hvor de konsoliderte partikler bør ha en mer ensartet fin kornstørreIse, blir partiklene hensiktsmessig gitt en annen eller tredje passasje gjennom valse verket før konsolideringen, og virkningen av flere valsepassasjer og dimensjonsforholdet er vist i det følgende eksempel II.
EKSEMPEL II
Et atomisert pulver av IN-792 (nominell sammensetning 13% krom, 9% kobolt, 2% molybden, 4,4% titan, 3,2% aluminium, 0,02% bor, 3,9% tantal, 0,07% zirkonium, 0,05% karbon, 3,9% wolfram, resten nikkel) ble behandlet i henhold til oppfinnelsen ved en eller flere valsepassasjer og isostatisk varmpressing.
Det erholdtes en dupleks-mikrostruktur med store korn som hovedsakelig var omgitt av fine korn. Ved siktning av IN-792-pulverpartiklene før valsingen fulgt av en eller flere passasjer gjennom valseverket kunne det imidlertid oppnås en relativt ensartet kornstørrelse, ASTM 16-10, i det konsoliderte produkt, med et dimensjonsforhold på 2 eller mer til 1. Data vedrørende korn-størrelse, antall valsepassasjer og gjennomsnittlig dimensjohs-forhold er. gitt i den følgende tabell I.
Det er viktig ved fremgangsmåten i følge oppfinnelsen at partiklene av forhåndslegert atomisert pulver ikke tillates å klebe til valsenes overflate i en slik grad at de føres mellom valsene gjentagne ganger, ellers vil pulver bygge seg opp på valsene, slik at disse til slutt presses lengre fra hverandre, fulgt av skade på valsenes overflate. Et roterende børstesystem kan hensiktsmessig anvendes til å fjerne klebende pulverpartikler fra valsene. Etter valsingen blir pulverpartiklene fortrinnsvis hurtig oppsamlet ved hjelp av et vakuumsystem tilknyttet en samle-trakt. I de fleste tilfeller vil partikler av atomisert forhåndslegert superlegeringspulver som valses i luft, ikke ta noen al-vorlig skade p.g.a. en slik omgivende atmosfære. Hvis partikler av høyreaktivt pulver behandles i henhold til oppfinnelsen, kan det imidlertid være best å valse partiklene i en inert atmosfære.
Som kjent avtar legeringshårdheten med økende temperatur, og for legeringspulver er det hensiktsmessig å måle hårdheten av et komprimert pulverlegeme etter konsolidering til-minst 99% av legeringens teoretiske tetthet. Med dette i minne kan
bestemmes når tilstrekkelig deformasjonsenergi er tilført partiklene av legeringspulveret ved valsing i henhold/til den foreliggende fremgangsmåte for å øke partikkel-varmbearbeidbarheten, under anvendelse av de prinsipper som er angitt 1 den ovennevnte britiske patentsøknad nr. 57571/73, ved henvisning til tegningens fig. 2, som skjematisk viser sammenhengen mellom temperatur og legeringspulverets hårdhet. Kurve A på fig. 2 angår i atmosfæren behandlet pulver som er blitt deformert, og kurve B angår det udeformerte pulver. Sammenligning mellom kur-vene A og B viser at selv om det deformerte pulverets hårdhet er høyere ved den temperatur ved hvilken det deformeres (vanligvis romtemperatur), avtar den hurtigere med stigende temperatur, slik at de to kurver skjærer hverandre ved punkt H .
Et mål for økningen i den termoplastisitet som oppnås ved den tilførte deformasjonsenergi, er gitt ved verdien av uttryk-ket (AT/TM)y HQ, dvs. differansen AT mellom de temperaturen med hvilke det deformerte og det udeformerte pulver oppviser en hårdhet på 0,5 Ho, dividert med det absolutte smeltetemperatur TM for legeringen. Verdien av dette uttrykk vil i det følgende bli kalt den termoplastiske fysikalske egenskap (TFE) for legeringen i en spesiell deformasjonstilstand.
Hvis det skulle forekomme at tilførselen av deformasjonsenergi ikke produserer en økning i begynnelseshårdheten, f.eks. fordi en herdnende fase samtidig ødelegges, skal verdien av HQ erstattes med middelverdien for hårdheten av de deformerte og udeformerte pulvere ved romtemperatur.
Hensiktsmessig bør tilstrekkelig deformasjonsenergi til- føres pulveret til å gi dette en TFE-verdi-på minst 1%, fortrinnsvis minst 2% og aller helst minst 5%.
De følgende eksempler III og IV illustrerer forskjellen mellom konsolidering av termoplastisk legeringspulver fremstilt i følge oppfinnelsen og konsolidering av udeformert pulver slik det foreligger etter forhånds legeringen.
EKSEMPEL III
I dette eksempel ble partikler av atomisert IN-792-.pulver av den samme nominelle sammensetning som i eksempel II,
og hvor praktisk talt alle partiklene hadde en størrelse mellom 43 og 390 pm, ble delt i to like store charger. Den ene charge ble plassert i en skive-formet beholder (beholder "X") dannet av en superplastisk legering med nominell sammensetning: 66% Fe, 26% Cr, 6,5% Ni, 0,5% Mn, 0,5% Si, 0,2% Ti, 0,05% C, med lite
'P og.S. Den andre pulverchargen ble ført mellom karbidvalser,
i overensstemmelse med fremgangsmåten i følge oppfinnelsen, hvor valsene hadde en diameter på 57 mm og en dynamisk valseåpning på 50 pm. Det ble anvendt en valsepassasje, idet valsene ble rotert ved ca.' 35 omdreininger pr. minutt. Dette termoplastisk behandlede pulver ble så plassert i en skiveformet beholder (beholder "Y") lignende ovennevnte beholder "X", og begge beholdere ble deretter isostatisk varmpresset (IVP) ved 103,4 N/mm 2i 1 time. Beholder "X" med det konvensjonelt behandlede pulver måtte presses ved 1180°C, mens beholder "Y" kunne presses ved 1070°C, en nedsettelse på 110°C.
Det komprimerte legeme dannet i beholder "Y" av pulver som var behandlet i henhold til oppfinnelsen, hadde en tetthet nær opp til den teoretiske og en porøsitet mindre enn 0,07%. Derimot hadde det komprimerte legeme dannet i beholder "X" av konvensjonelt pulver en høy porøsitet på 1,8%, til tross for at det var konsolidert ved en temperatur 110°C høyere enn pulveret i beholder "Y". Det er mulig at konsolidering av pulveret i beholder "X" ved 1230-1260°C ville gitt en lignende tetthet som den man oppnådde i beholder "Y", men det antas at kornstørreIsen etter konsolidering ville være av samme størrelsesorden som for de opprinnelige pulverpartikler.
Ved undersøkelse ved 1038°C viste en prøve erholdt fra det konsoliderte pulver fremstilt i følge oppfinnelsen en lav flytespénning på 35,85 N/mm 2 (0,01 min -1 deformasjonshastighet), i kontrast med en flytespenning på 61,36 N/mm 2 for en prøve erholdt fra det konsoliderte produkt fremstilt av det konvensjonelt behandlede pulver. Hvis det konvensjonelt behandlede pulver i beholder "X" var blitt konsolidert ved 1070°C, slik pulveret i beholder "Y" ble, ville det ikke vært tilstrekkelig konsolidert til å gi en flytespenningsverdi.
Etter oppløsningsoppvarmning ved 1218°C i 1 time opp-viste det komprimerte legeme av konsolidert pulver behandlet i følge oppfinnelsen overraskende en meget ønskelig grov kornstør-re Ise tilsvarende ASTM 2-3, mens det komprimerte legeme erholdt ved konsolidering av det konvensjonelt behandlede pulver bare hadde en fin kornstørrelse tilsvarende ASTM 5-6.
' EKSEMPEL IV
I dette eksempel ble partikler av IN-100-pulver ved nominell sammensetning: 16% Co, 10% Cr, 3% Mo, 5,2% Al, 4,7% Ti, 0,9% V, 0,05% C, 0,02% B, 0,07% Zr, resten hovedsakelig nikkel, gitt en valsepassasje mellom valsene i et.vertikalt valseverk
(som vist skjematisk på fig. 1). Valsene var laget av AISI 52100-stål, hadde en diameter på 229 mm og en rotasjonshastighet på 10 omdreininger pr. minutt. Den opprinnelige pulverpartikkel-størrelse var mellom 195 og 250 pm og partiklene ble valset i henhold til den foreliggende fremgangsmåte til skiveformede partikler med en koldreduksjonsgrad på ca. 50%.
En charge av sådant pulver behandlet i henhold til oppfinnelsen og en charge av konvensjonelt ubehandlet pulver av forhåndslegert IN-100 med den samme relative partikkelstørrelse ble plassert i hver sitt hylster av bløtt stål med ytre diameter på 63,5 mm og indre diameter på 57,15 mm. Hylstrene ble evakuert, oppvarmet ved 316°C i ca. 3 timer og lukket. Deretter ble hylstrene gitt en ujevnende oppvarmning ved 1066°C og konsolidert i en 750 tonn ekstrusjonspresse ved 1066°C. Prøvestykker ble maskinert fra de konsoliderte produkter for måling av varm-hårdheten og strekkegenskaper. Resultatene vedrørende varmhårdheten er vist grafisk på fig. 3, hvorav det vil sees at Rockwell A-hårdheten for det prøvestykke som var fremstilt av konsolidert valset IN-100-pulver (kurve C) var godt under hårdheten av det prøvestykke som var fremstilt av konvensjonelt ubehandlet IN-100-pulver (kurve D) over det viktige temperaturområdet 760-982°C. TFE-verdien for
IN-100-pulveret behandlet i henhold til oppfinnelsen var 3,7%.
Ved en prøve tempera tur på 1038°C (0,01 min deformasjonshastighet) var de respektive flytespenninger 67,57 N/mm<2>
for det prøvestykke som var fremstilt av konsolidert konvensjonelt ubehandlet pulver og 35,85 N/mm<2>for det prøvestykke som var fremstilt av konsolidert pulver behandlet i henhold til oppfinnelsen.
Som nevnt ovenfor oppnås en meget ønskelig grov korn-størrelse ved oppløsningsvarmebehandling av det konsoliderte pulver som behandles i følge oppfinnelsen, eksempelvis ved 1190-1230°C. Det menes at denne morfologi for en del kan tilskrives at oksyder på partikkeloverflåtene nedbrytes mekanisk idet det atomiserte forhånds legerte pulver passerer gjennom valsene. Etter konsolidering er det således mindre tendens til dannelse av et kontinuerlig nettverk av partikler som kan hindre kornvekst.Eldnings-varmebehandling skulle forbedre spenningsbruddegenskapene.
Da fremgangsmåten i følge oppfinnelsen bevirker at de grovere (350-1000 um)valsede partikler av atomisert forhåndslegert pulver mottar den største deformasjonsenergi (grovere partikler trenger det mest), kan et meget bredt partikkelstørrelsesområde behandles, hvorved pulveret umiddelbart etter atomiseringen kan utprøves uten at man først separerer ut de relativt store partikler. De små partikler (mindre enn 350 um) som har mindre kornstørreIser og således trenger mindre tilførsel av deformasjonsenergi, blir faktisk mindre deformert enn de relativt store partikler ved valsingen i henhold til den foreliggende fremgangsmåte.
Da lavere temperaturer kan anvendes for pulverpartikler som erholdes i følge oppfinnelsen, kan legeringspulveret som vanskelig lar seg varmbearbeide, og endog de som er relativt reak-tive ved høyere temperaturer, så som titanbaserte legeringer, lettere knabéarbeides ved lavere energiforbruk. P.g.a. reduksjonen i konsolideringstemperatur kan fremgangsmåten i følge oppfinnelsen også anvendes i forbindelse med legeringer som har tendens til å danne metallkarbider (MC)ved tidligere partikkelgrenser. Disse legeringer, eksempelvis "IN-100" eller "Astroloy", som har lavt innhold av høytsmeltende bestanddeler, er billigere og har lavere tetthet, slik at dé oppviser et gunstig forhold mellom styrke og vekt.
Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen kan anvendes i forbindelse med partikler av atomisert legeringspulver uansett par-tiklenes form, skjønt de foretrukne partikler av forhåndslegert superlegering er kulelignende, forutsatt at partiklene tilføres tilstrekkelig deformasjonsenergi til at det oppnås kornforfining til en fin kornstørrelse ved oppvarmning over rekrystallisasjonstemperaturen etter varmkoftsolidering. Varmkonsolidering utføres fortrinnsvis ved komprimering under trykk ved eller etter oppvarmning over rekrystallisasjonstemperaturen. Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen er dessuten slik at selv om noen partikler p.g.a. størrelsesfordeling vil passere gjennom valseåpningen,
vil det således behandlede pulvers varmbearbeidbarhet likevel forbedres forutsatt at et betydelig antall av partiklene koldreduseres, fortrinnsvis minst 20 eller 25 volum-% av pulverpartiklene, under oppnåelse av et kontinuerlig nettverk av fine korn etter varmkonsolidering. De koldreduserte partikler blir fortrinnsvis gitt minst 20%, eksempelvis 30-50%, deformasjon. Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen er spesielt anvend-bar i forbindelse med partikler av atomisert pulver av slike nikkel-basert legeringer som inneholder minst 5% aluminium pluss titan, eller inneholder minst 8% aluminium, titan, niob og tantal, eller inneholder minst 5% molybden pluss en halvpart wolfram ved lavt aluminium- og titan-innhold og mer enn ca. 2% molybden pluss en halvpart av wolfram ved høyere aluminium- pluss titan-innhold,
så som minst 4%. Dessuten kan slike superlegeringer inneholde opp til 60%, f.eks. 1-25%, krom; opp til 30%, f.eks. 5-25%, kobolt; opp til 10%, f.eks. 1-9%, aluminium; opp til 8%, f.eks. 1-7%, titan. Særlig godt egnet er de legeringer som inneholder 4 eller 5% eller mer av aluminium pluss titan; opp til 30%, f.eks. 1-8% molybden; opp til 25%, f.eks. 2-20% wolfram; opp til 10% niob;
opp til 10% tantal; opp .til 7% zirkonium; opp til 0,5% bor; opp til 5% hafnium; opp til 2% vanadium; opp til 6% kobber; opp til 5% mangan; opp til 70% jern; opp til 4% silicium, mindre enn ca. 2%, fortrinnsvis mindre enn 1%, karbon; resten hovedsakelig nikkel. Koboltbaserte legeringer med lignende sammensetning kan behandles. Blant de spesifikke superlegeringer som er egnet for fremgangsmåten i følge oppfinnelsen, er "IN-100", "IN-7.38" og "IN-792", "Rene"
(varemerke)-legeringer 41 og 95, "Alloy 718", "Waspaloy" (varemerke) "Astroloy", "Mar-M" (varemerke)-legeringer 200 og 246, "Alloy 713", "Udimet" (varemerke)-legeringer 500 og 700, "A-286" etc. Noen av disse legeringer er bedre egnet enn andre. Andre legeringer så som titanlegeringer kan anvendes, samt høytsmeltende legeringer
så som "SU-16","TZM", "zircaloy".
Fremgangsmåten i følge oppfinnelsen er dessuten spesielt godt egnet ved fremstilling av turbinskiver og -vinger.
Claims (20)
1. Fremgangsmåte til fremstilling av knalegeringsprodukter ved varmkonsolidering av partikler av atomisert pulver av legeringen, karakterisert ved at pulverpartiklene før de konsolideres føres mellom valser som koldreduserer et betydelig antall av partiklene, hvorved disse får tilført deforma-s.jonsenergi og derved får øket varmbearbeidbarhet.
2. Fremgangsmåte i følge krav 1, karakterisert ved at det tilføres tilstrekkelig deformasjonsenergi til at partiklene får en "termoplastisk fysikalsk egenskap" (som definert i beskrivelsen) på minst 1%.
3. Fremgangsmåte i følge krav 2, karakterisert ved at det tilføres tilstrekkelig deformasjonsenergi til at partiklene får en "termoplastisk fysikalsk egenskap" på minst 2%.
4. Fremgangsmåte i følge krav 3, karakterisert ved at det tilføres tilstrekkelig deformasjonsenergi til at partiklene får en "termoplastisk fysikalsk egenskap" på minst 5%.
5. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-4, karakterisert ved at minst 20 volum-% av partiklene koldreduseres for oppnåelse av et kontinuerlig nettverk av fine korn etter konsolidering.
6. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-5, karakterisert ved at koldreduksjonen deformerer det vesentlige antall av pulverpartiklene med minst 20%.
7. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-6, karakterisert ved at partiklene tilføres valsene hovedsakelig som et monosjikt.
8. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-7, karakterisert ved at valsene anvendes med en dynamisk valseåpning innen området 25-380 pm.
9. Fremgangsmåte i følge krav 8, karakterisert ved at den dynamiske valseåpning er 50 pm.
10. Fremgangsmåte i følge krav 8 eller 9, karakterisert ved at valsene roteres.med en hastig het på opp til 1 500' omdreininger pr. minutt.
11. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-10, karakterisert ved at det anvendes valser med karbid overflate.
12. Fremgangsmåte i følge krav 11, karakterisert ved at hver valse som anvendes har en overflate-ruhet (polish) mindre enn 2,54 um.
13. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-13, karakterisert ved at partiklene etter koldreduksjon har et dimensjonsforhold på minst 1,25:1.
14.. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-13, karakterisert ved at den anvendes i forbindelse med fremstilling av knaprodukter av et atomisert superlegeringspulver.
.
15. Fremgangsmåte i følge et av kravene 1-14, karakterisert ved at partiklene, etter at de er ført mellom valsene, varmkonsolideres ved at de oppvarmes over en re-krystallisas jonstemperatur for kornforfining og deretter komprimeres under trykk.
16. Fremgangsmåte i følge krav 15, karakterisert ved at oppvarmningen for varmkonsolidering og komprimeringen ut-føres i en isostatisk presse.
17. Fremgangsmåte i følge krav 16, karakterisert ved at varmkonsolideringen følges av oppløsningsbehandling for kornforgrovning.
18. Knaprodukter fremstilt etter fremgangsmåten i følge et av de foregående krav.
19. Knaprodukter i følge krav 18, karakterisert ved at etter varmkonsolidering har en gjennomsnittlig kornstørreIse finere enn ASTM 10, hvor de fine korn danner et hovedsakelig kontinuerlig nettverk.
20. Knaprodukter i følge krav 18, karakterisert ved at de etter varmkonsolidering og oppløsningsbehandling har en grov kornstørrelse mindre enn ASTM 5.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US05/546,001 US3976482A (en) | 1975-01-31 | 1975-01-31 | Method of making prealloyed thermoplastic powder and consolidated article |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO760312L true NO760312L (no) | 1976-08-03 |
Family
ID=24178432
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO760312A NO760312L (no) | 1975-01-31 | 1976-01-30 |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US3976482A (no) |
JP (1) | JPS5518761B2 (no) |
AT (1) | AT361761B (no) |
AU (1) | AU507392B2 (no) |
BE (1) | BE838099A (no) |
CA (1) | CA1068133A (no) |
CH (1) | CH595917A5 (no) |
DE (1) | DE2603693A1 (no) |
DK (1) | DK40476A (no) |
FR (1) | FR2299413A2 (no) |
GB (1) | GB1480994A (no) |
IT (1) | IT1065310B (no) |
NO (1) | NO760312L (no) |
SE (1) | SE7601062L (no) |
Families Citing this family (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CH599348A5 (no) * | 1975-10-20 | 1978-05-31 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
US4041742A (en) * | 1976-01-15 | 1977-08-16 | Kelsey-Hayes Company | Apparatus and method for cold working metal powder |
GB1582651A (en) * | 1977-04-01 | 1981-01-14 | Rolls Royce | Products formed by powder metallurgy and a method therefore |
US4209326A (en) * | 1977-06-27 | 1980-06-24 | American Can Company | Method for producing metal powder having rapid sintering characteristics |
US4274873A (en) * | 1979-04-09 | 1981-06-23 | Scm Corporation | Dispersion strengthened metals |
US4432795A (en) * | 1979-11-26 | 1984-02-21 | Imperial Clevite Inc. | Sintered powdered titanium alloy and method of producing same |
DE3262679D1 (en) * | 1981-09-03 | 1985-04-25 | Bbc Brown Boveri & Cie | Process for manufacturing an article from a heat-resisting alloy |
DE3146972A1 (de) * | 1981-11-26 | 1983-06-01 | Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München | Verfahren zum herstellen von formteilen aus cadmiumfreien silber-metalloxid-verbundwerkstoffen fuer elektrische kontaktstuecke |
US4613388A (en) * | 1982-09-17 | 1986-09-23 | Rockwell International Corporation | Superplastic alloys formed by electrodeposition |
US4464206A (en) * | 1983-11-25 | 1984-08-07 | Cabot Corporation | Wrought P/M processing for prealloyed powder |
US4464205A (en) * | 1983-11-25 | 1984-08-07 | Cabot Corporation | Wrought P/M processing for master alloy powder |
DE3444847C1 (de) * | 1984-12-08 | 1986-04-10 | MTU Motoren- und Turbinen-Union München GmbH, 8000 München | Verfahren zum Vergleichmaessigen der Teilchengroesse feinteiligen Pulvers,Vorrichtung zur Durchfuehrung des Verfahrens und Verwendung des Pulvers |
US4797155A (en) * | 1985-07-17 | 1989-01-10 | The Boeing Company | Method for making metal matrix composites |
DE3638855A1 (de) * | 1985-11-26 | 1987-05-27 | United Technologies Corp | Superlegierung auf nickelbasis |
DE3544759A1 (de) * | 1985-12-18 | 1987-06-19 | Zapp Robert Werkstofftech | Verfahren zum herstellen von werkzeugen |
JPS6345302A (ja) * | 1986-08-09 | 1988-02-26 | Mitsubishi Shindo Kk | 焼箔の製造方法 |
US5411700A (en) * | 1987-12-14 | 1995-05-02 | United Technologies Corporation | Fabrication of gamma titanium (tial) alloy articles by powder metallurgy |
US4861546A (en) * | 1987-12-23 | 1989-08-29 | Precision Castparts Corp. | Method of forming a metal article from powdered metal |
JP3673136B2 (ja) * | 1999-04-01 | 2005-07-20 | 株式会社デンソー | 高炭素−高合金系鋼の冷温間加工品の熱処理方法 |
US10245639B2 (en) * | 2012-07-31 | 2019-04-02 | United Technologies Corporation | Powder metallurgy method for making components |
KR102553279B1 (ko) * | 2018-01-31 | 2023-07-06 | 가부시키가이샤 프로테리아루 | 초경합금제 복합 롤 |
CN111761069B (zh) * | 2020-09-01 | 2020-12-01 | 西安赛隆金属材料有限责任公司 | 一种制粉设备及方法 |
CN114959411A (zh) * | 2022-05-10 | 2022-08-30 | 安泰科技股份有限公司 | 一种粉末冶金制备大马士革钢的制备方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3099080A (en) * | 1957-07-01 | 1963-07-30 | Int Nickel Co | Method of converting metal powder into flake |
US3865575A (en) * | 1972-12-18 | 1975-02-11 | Int Nickel Co | Thermoplastic prealloyed powder |
JPS5427832B2 (no) * | 1973-07-17 | 1979-09-12 | ||
US4066449A (en) * | 1974-09-26 | 1978-01-03 | Havel Charles J | Method for processing and densifying metal powder |
-
1975
- 1975-01-31 US US05/546,001 patent/US3976482A/en not_active Expired - Lifetime
- 1975-06-05 CA CA228,612A patent/CA1068133A/en not_active Expired
- 1975-06-12 JP JP7028475A patent/JPS5518761B2/ja not_active Expired
- 1975-12-24 AU AU87870/75A patent/AU507392B2/en not_active Expired
-
1976
- 1976-01-29 FR FR7602402A patent/FR2299413A2/fr active Granted
- 1976-01-29 GB GB3544/76A patent/GB1480994A/en not_active Expired
- 1976-01-30 IT IT47866/76A patent/IT1065310B/it active
- 1976-01-30 BE BE163952A patent/BE838099A/xx unknown
- 1976-01-30 NO NO760312A patent/NO760312L/no unknown
- 1976-01-30 CH CH115976A patent/CH595917A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1976-01-30 AT AT67176A patent/AT361761B/de not_active IP Right Cessation
- 1976-01-30 DK DK40476*#A patent/DK40476A/da unknown
- 1976-01-31 DE DE19762603693 patent/DE2603693A1/de not_active Withdrawn
- 1976-02-02 SE SE7601062*[A patent/SE7601062L/xx unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CA1068133A (en) | 1979-12-18 |
ATA67176A (de) | 1980-08-15 |
AU8787075A (en) | 1977-06-30 |
BE838099A (fr) | 1976-07-30 |
JPS5518761B2 (no) | 1980-05-21 |
AU507392B2 (en) | 1980-02-14 |
DK40476A (da) | 1976-08-01 |
DE2603693A1 (de) | 1976-08-05 |
FR2299413A2 (fr) | 1976-08-27 |
AT361761B (de) | 1981-03-25 |
SE7601062L (sv) | 1976-08-01 |
CH595917A5 (no) | 1978-02-28 |
JPS5190910A (no) | 1976-08-10 |
US3976482A (en) | 1976-08-24 |
GB1480994A (en) | 1977-07-27 |
IT1065310B (it) | 1985-02-25 |
FR2299413B2 (no) | 1981-09-18 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
NO760312L (no) | ||
US4066449A (en) | Method for processing and densifying metal powder | |
US9039960B2 (en) | Methods for processing nanostructured ferritic alloys, and articles produced thereby | |
EP2172292B1 (en) | Method of manufacturing bulk metallic structures with submicron grain sizes and structures made with such method | |
RU2645636C2 (ru) | Способы улучшения обрабатываемости в горячем состоянии металлических сплавов | |
EP1405927A1 (en) | Method for preparing cryomilled aluminum alloys and components extruded and forged therefrom | |
CN104759830B (zh) | 生产性能增强的金属材料的方法 | |
CN104451277B (zh) | 铬铝合金靶材及其制备方法 | |
US3902862A (en) | Nickel-base superalloy articles and method for producing the same | |
US5098484A (en) | Method for producing very fine microstructures in titanium aluminide alloy powder compacts | |
JP2007031836A (ja) | タービンエンジン用の粉末金属回転構成部品及びその処理方法 | |
EP1779946B1 (en) | Supersolvus hot isostatic pressing and ring rolling of hollow powder forms | |
US3698962A (en) | Method for producing superalloy articles by hot isostatic pressing | |
US3865575A (en) | Thermoplastic prealloyed powder | |
CA1036913A (en) | Thermomechanical processing of mechanically alloyed materials | |
EP0676483B1 (en) | High strain rate deformation of nickel-base superalloy compact | |
JP3071118B2 (ja) | 微細な添加元素が添加されたNiAl金属間化合物を製造する方法 | |
US5427736A (en) | Method of making metal alloy foils | |
US8409496B2 (en) | Superplastic forming high strength L12 aluminum alloys | |
US4073648A (en) | Thermoplastic prealloyed powder | |
CHEN et al. | Microstructural evolution and its effects on mechanical properties of spray deposited SiCp/8009Al composites during secondary processing | |
US4300947A (en) | Mechanically alloyed powder process | |
OHNO et al. | Isothermal forging of Waspaloy in air with a new die material | |
Lardner | Metallurgical Applications of Isostatic Hot-Pressing | |
Gabbitas et al. | Cost effective forging of titanium alloy parts and their mechanical properties |