JP2023018394A - Ni-based superalloy and turbine wheel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、Ｎｉ基超合金及びタービンホイールに関し、さらに詳しくは、鋳造まま状態で高い強度特性を示すＮｉ基超合金、及び、これを用いたタービンホイールに関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a Ni-base superalloy and a turbine wheel, and more particularly to a Ni-base superalloy exhibiting high strength properties in an as-cast state and a turbine wheel using the same.
自動車用ターボチャージャーに用いられるタービンホイールは、１０００℃付近の高温で高速回転するため、高い高温強度及び高いクリープ強度が必要である。このような用途には、一般に、Ｎｉ基超合金が使用される。Ｎｉ基超合金は、強化相としてγ’相を利用することで高温まで高い強度を確保している反面、高温までγ’相が安定して存在するために熱間加工が困難である。そのため、Ｎｉ基超合金は、鋳造ままの状態で使用される場合が多い。 Turbine wheels used in automobile turbochargers are required to have high high-temperature strength and high creep strength because they rotate at a high temperature of around 1000°C. Ni-based superalloys are commonly used for such applications. Ni-based superalloys secure high strength up to high temperatures by using the γ' phase as a strengthening phase, but on the other hand, hot working is difficult because the γ' phase exists stably up to high temperatures. Therefore, Ni-based superalloys are often used as cast.
このようなＮｉ基超合金に関し、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｂ、及びＺｒを含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ＋Ａｌ及びＴｉ／Ａｌが所定の範囲にあるＮｉ基超合金が開示されている。
同文献には、Ａｌ＋Ｔｉの総量を高く維持し、かつ、Ｔｉ／Ａｌ比を小さくすると、鋳造割れを防止することができる点が記載されている。
Various proposals have conventionally been made regarding such Ni-based superalloys.
For example,
This document describes that casting cracks can be prevented by keeping the total amount of Al+Ti high and reducing the Ti/Al ratio.
特許文献２には、
（ａ）ニッケル基超合金（ＩＮ１００）からなる加工片（中心部にポアがある円板状の加工片）を熱間加工し、
（ｂ）熱間加工された半完成物品を熱処理し、
（ｃ）熱処理された半完成物品のポアがある中心領域に対して温間加工を施す
ことにより得られるガスタービンエンジンのディスクが開示されている。
同文献には、
（ａ）ディスクのリム部は、熱間加工及び熱処理により形成された粗大な結晶組織からなるので、クリープ特性に優れている点、及び、
（ｂ）ディスクのポア部は、温間加工により形成された微細な結晶組織からなるので、引張特性に優れている点
が記載されている。
In
(a) hot working a work piece (a disk-shaped work piece with a pore in the center) made of a nickel-based superalloy (IN100),
(b) heat treating the hot worked semi-finished article;
(c) Disclosed is a gas turbine engine disk obtained by warm working the pore-bearing central region of a heat-treated semi-finished article.
In the same document,
(a) The rim portion of the disk has a coarse crystal structure formed by hot working and heat treatment, so it has excellent creep properties, and
(b) The pore portion of the disk is composed of a fine crystal structure formed by warm working, and is therefore excellent in tensile properties.
特許文献３には、所定量のＣｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃ、Ｂ、Ｗ、及びＹを含み残部がＮｉからなる耐疲労亀裂性のニッケル基超合金が開示されている。
同文献には、公知のニッケル基超合金（ＩＮ１００）に比べて、Ｃｏ、Ａｌ及びＴｉの含有量を少なくし、かつ、Ｔａ、Ｎｂ、及びＭｏの含有量を増加させると、疲労亀裂を抑制できる点が記載されている。
The same document states that lower Co, Al and Ti contents and higher Ta, Nb and Mo contents suppress fatigue cracking compared to a known nickel-base superalloy (IN100). It states what can be done.
特許文献４には、所定量のＣｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃ、Ｂ、Ｒｅ、及びＹを含み残部がＮｉからなる耐疲れ亀裂性ニッケル基超合金が開示されている。
同文献には、公知のニッケル基超合金（ＩＮ１００）に比べて、Ｔｉの含有量を少なくし、かつ、Ｔａ及びＮｂの含有量を増加させると、疲労亀裂を抑制できる点が記載されている。
The document describes that fatigue cracks can be suppressed by reducing the content of Ti and increasing the content of Ta and Nb compared to a known nickel-based superalloy (IN100). .
さらに、特許文献５には、所定量のＣｏ、Ｃｒ、Ｃ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｚｒ、及び、Ｂを含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ／Ａｌ比が所定の範囲にあるニッケル基合金が開示されている。
同文献には、このような組成にすると、密度が低く、かつ、強度が高い、軽量化されたニッケル基合金が得られる点が記載されている。
Furthermore,
The document states that such a composition results in a nickel-based alloy with low density, high strength, and light weight.
Ｎｉ基超合金において、γ’相の析出量が多くなるほど高温強度は向上するが、γ’相の析出量を増加させるとγ’相の析出開始温度も上昇する。その結果、凝固過程において、γ－γ’共晶を生じやすくなる。γ－γ’共晶が生成したＮｉ基超合金は、鋳造ままの状態では期待されるほどの特性が得られない。
この問題を解決するために、鋳造後にＨＩＰ処理又は溶体化処理によりγ’相を固溶させ、その後の冷却過程又は等温時効により微細なγ’相を析出させることも考えられる。しかしながら、このような方法は、製造コストの上昇を招く。
In Ni-based superalloys, the higher the amount of γ' phase precipitated, the higher the high-temperature strength. As a result, γ-γ' eutectic tends to occur in the solidification process. A Ni-based superalloy in which a γ-γ' eutectic is formed does not have the properties expected in the as-cast state.
In order to solve this problem, it is conceivable to dissolve the γ' phase by HIP treatment or solution treatment after casting, and then precipitate fine γ' phase by cooling or isothermal aging. However, such a method causes an increase in manufacturing costs.
本発明が解決しようとする課題は、製造コストの上昇を招くことなく、γ－γ’共晶の生成量を少なくすることが可能なＮｉ基超合金を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このようなＮｉ基超合金を用いたタービンホイールを提供することにある。
The problem to be solved by the present invention is to provide a Ni-based superalloy in which the amount of γ-γ' eutectic produced can be reduced without increasing the manufacturing cost.
Another problem to be solved by the present invention is to provide a turbine wheel using such a Ni-based superalloy.
上記課題を解決するために本発明に係るＮｉ基超合金は、
０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％、
８．０≦Ｃｒ≦１２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｎｂ＋Ｔａ≦２．３ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｎｂ≦２．３ｍａｓｓ％、
０．０≦Ｔａ≦２．２ｍａｓｓ％、
１．２≦Ｔｉ≦３．５ｍａｓｓ％、
５．０≦Ａｌ≦７．０ｍａｓｓ％、
０．０≦Ｖ≦１．５ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｂ≦０．０３０ｍａｓｓ％、及び
０．０５≦Ｚｒ≦０．１５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる。
In order to solve the above problems, the Ni-based superalloy according to the present invention is
0.1 ≤ C ≤ 0.3 mass%,
8.0≦Cr≦12.0 mass%,
1.0 ≤ Mo ≤ 5.0 mass%,
10.0≦Co≦20.0 mass%,
0.1 ≤ Nb + Ta ≤ 2.3 mass%,
0.1≦Nb≦2.3 mass%,
0.0 ≤ Ta ≤ 2.2 mass%,
1.2 ≤ Ti ≤ 3.5 mass%,
5.0≦Al≦7.0 mass%,
0.0≦V≦1.5 mass%,
0.005≦B≦0.030 mass% and 0.05≦Zr≦0.15 mass%
and the balance consists of Ni and unavoidable impurities.
本発明に係るタービンホイールは、本発明に係るＮｉ基超合金からなり、自動車用ターボチャージャーに用いられる。 A turbine wheel according to the present invention is made of the Ni-based superalloy according to the present invention, and is used for an automobile turbocharger.
Ｎｉ基超合金に対して所定量のＮｂを添加すると、γ’相（Ｎｉ3Ａｌ）のＡｌの一部がＮｂに置換され、γ’相が強化される。さらに、Ｎｉ基超合金の元素バランスを最適化すると、γ－γ’共晶の生成量を少なくすることができる。その結果、鋳造ままの状態であっても、高い強度特性を示すＮｉ基超合金が得られる。さらに、高価なＴａを必ずしも添加する必要はないので、合金コストを低減することもできる。 When a predetermined amount of Nb is added to the Ni-base superalloy, part of the Al in the γ' phase (Ni 3 Al) is replaced with Nb, strengthening the γ' phase. Furthermore, optimizing the elemental balance of Ni-based superalloys can reduce the amount of γ-γ' eutectic formation. As a result, a Ni-based superalloy exhibiting high strength properties is obtained even in an as-cast state. Furthermore, since it is not always necessary to add expensive Ta, the alloy cost can be reduced.
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． Ｎｉ基超合金］
［１．１． 構成元素］
本発明に係るＮｉ基超合金は、以下のような元素を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
An embodiment of the present invention will be described in detail below.
[1. Ni-based superalloy]
[1.1. Constituent element]
The Ni-based superalloy according to the present invention contains the following elements, with the balance being Ni and unavoidable impurities. The types of additive elements, their component ranges, and the reasons for their limitations are as follows.
（１）０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％：
Ｃは、炭化物を形成することで、粒界及びデンドライトの樹間の強度を向上させる効果がある。十分な高温強度を得るためには、Ｃ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な共晶炭化物が形成され、靱延性の低下を引き起こす。従って、Ｃ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以下である。
(1) 0.1 ≤ C ≤ 0.3 mass%:
C has the effect of improving the strength between grain boundaries and dendrites by forming carbides. In order to obtain sufficient high-temperature strength, the amount of C should be 0.1 mass% or more. The amount of C is preferably 0.12 mass% or more.
On the other hand, when the amount of C is excessive, coarse eutectic carbides are formed, causing a decrease in toughness. Therefore, the amount of C should be 0.3 mass% or less. The amount of C is preferably 0.2 mass% or less.
（２）８．０≦Ｃｒ≦１２．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、表面にＣｒ2Ｏ3からなる緻密な酸化膜を形成し、耐酸化性、及び、高温耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、８．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以上である。
一般に、Ｃｒ量が多くなるほど、耐酸化性及び高温耐食性が向上する。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、相安定性が低下し、延性及び靱性が悪化する。従って、Ｃｒ量は、１２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１１．０ｍａｓｓ％以下である。
(2) 8.0≦Cr≦12.0 mass%:
Cr has the effect of forming a dense oxide film of Cr 2 O 3 on the surface and improving oxidation resistance and high-temperature corrosion resistance. In order to obtain such effects, the Cr content must be 8.0 mass % or more. The Cr content is preferably 9.0 mass% or more.
In general, the higher the Cr content, the better the oxidation resistance and high-temperature corrosion resistance. However, when the amount of Cr becomes excessive, the phase stability is lowered and the ductility and toughness are deteriorated. Therefore, the Cr content should be 12.0 mass% or less. The Cr content is preferably 11.0 mass% or less.
（３）１．０≦Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶し、固溶強化により母相を強化する効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、相安定性が低下し、延性及び靱性が悪化する。従って、Ｍｏ量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下である。
(3) 1.0 ≤ Mo ≤ 5.0 mass%:
Mo has the effect of solid-solving in the austenite phase and strengthening the matrix phase by solid-solution strengthening. In order to obtain such effects, the amount of Mo needs to be 1.0 mass% or more. The amount of Mo is preferably 2.5 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Mo becomes excessive, the phase stability is lowered, and the ductility and toughness are deteriorated. Therefore, the Mo content should be 5.0 mass% or less. The Mo content is preferably 4.0 mass% or less.
（４）１０．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％：
Ｃｏは、オーステナイト相を固溶強化すると共に、γ’相にも固溶してγ’相をも強化する効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｏ量は、好ましくは、１１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏは高価な材料であるため、Ｃｏ量が過剰になると、コスト的に不利となる。従って、Ｃｏ量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｏ量は、好ましくは、１６．５ｍａｓｓ％以下である。
(4) 10.0≦Co≦20.0 mass%:
Co has the effect of solid-solution strengthening the austenite phase and solid-solution into the γ' phase to strengthen the γ' phase as well. In order to obtain such effects, the amount of Co should be 10.0 mass % or more. The Co content is preferably 11.0 mass% or more, more preferably 12.0 mass% or more.
On the other hand, since Co is an expensive material, an excessive amount of Co is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Co content should be 20.0 mass% or less. The amount of Co is preferably 16.5 mass% or less.
（５）０．１≦Ｎｂ＋Ｔａ≦２．３ｍａｓｓ％：
Ｎｂ及びＴａは、いずれも炭化物を形成し、かつ、γ’相に固溶してγ’相を強化する効果がある。しかしながら、Ｔａの単独添加による強化は、コストの増加及び比重の増加の観点から好ましくなく、Ｎｂとの複合添加がより効果的である。このような効果を得るためには、Ｎｂ＋Ｔａは、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｂ＋Ｔａは、好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ＋Ｔａが過剰になると、γ－γ’共晶を増加させ、延性を低下させる。従って、Ｎｂ＋Ｔａは、２．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ＋Ｔａは、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下である。
(5) 0.1 ≤ Nb + Ta ≤ 2.3 mass%:
Both Nb and Ta have the effect of forming carbides and solid-solving in the γ' phase to strengthen the γ' phase. However, strengthening by adding Ta alone is not preferable from the viewpoint of an increase in cost and an increase in specific gravity, and combined addition with Nb is more effective. In order to obtain such an effect, Nb+Ta needs to be 0.1 mass % or more. Nb+Ta is preferably 0.3 mass % or more.
On the other hand, excessive Nb+Ta increases the γ-γ' eutectic and lowers the ductility. Therefore, Nb+Ta should be 2.3 mass% or less. Nb+Ta is preferably 2.0 mass% or less.
（６）０．１≦Ｎｂ≦２．３ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ｃと結合して炭化物を形成するだけでなく、γ’相に固溶してγ’相を強化する効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、γ－γ’共晶を増加させ、延性を低下させる。従って、Ｎｂ量は、２．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．７ｍａｓｓ％以下である。
(6) 0.1≦Nb≦2.3 mass%:
Nb not only combines with C to form carbides, but also dissolves in the γ' phase and has the effect of strengthening the γ' phase. In order to obtain such effects, the Nb amount should be 0.1 mass % or more. The Nb content is preferably 0.3 mass% or more, more preferably 0.5 mass% or more.
On the other hand, an excessive amount of Nb increases γ-γ' eutectic and lowers ductility. Therefore, the Nb content should be 2.3 mass% or less. The Nb content is preferably 2.0 mass% or less, more preferably 1.7 mass% or less.
（７）０．０≦Ｔａ≦２．２ｍａｓｓ％：
Ｔａは、Ｎｂと同様にＣと結合して炭化物を形成するだけでなく、γ’相に固溶してγ’相を強化する効果がある。但し、Ｔａは高コストであるため、必要に応じて添加するのが好ましい。
一方、Ｔａ量が過剰になると、コストが増加するだけでなく、比重も重くなる。従って、Ｔａ量は、２．２ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔａ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
(7) 0.0 ≤ Ta ≤ 2.2 mass%:
Ta, like Nb, not only bonds with C to form carbides, but also has the effect of strengthening the γ' phase by forming a solid solution in the γ' phase. However, since Ta is expensive, it is preferable to add it as needed.
On the other hand, if the amount of Ta becomes excessive, not only the cost increases, but also the specific gravity increases. Therefore, the Ta content should be 2.2 mass% or less. The Ta content is preferably 1.5 mass% or less, more preferably 1.0 mass% or less.
（８）１．２≦Ｔｉ≦３．５ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、Ｎｉと結合して強度の向上に有効なγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)金属間化合物）を形成し、合金を析出硬化させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、１．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｔｉ量が過剰になると、γ－γ’共晶を増加させ、延性を低下させる。従って、Ｔｉ量は、３．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、２．３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．２ｍａｓｓ％以下である。
(8) 1.2 ≤ Ti ≤ 3.5 mass%:
Ti combines with Ni to form a γ' phase (Ni 3 (Al, Ti) intermetallic compound) effective for improving strength, and precipitation hardens the alloy. In order to obtain such effects, the amount of Ti should be 1.2 mass % or more. The Ti content is preferably 1.6 mass% or more, more preferably 1.8 mass% or more.
On the other hand, an excessive amount of Ti increases γ-γ' eutectic and lowers ductility. Therefore, the Ti content should be 3.5 mass% or less. The Ti content is preferably 2.3 mass% or less, more preferably 2.2 mass% or less.
（９）５．０≦Ａｌ≦７．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、γ’相（Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物）を形成する成分である。十分な高温強度を得るためには、Ａｌ量は、５．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、５．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、クリープ強度が低下する。従って、Ａｌ量は、７．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、６．８ｍａｓｓ％以下である。
(9) 5.0 ≤ Al ≤ 7.0 mass%:
Al is a component that forms a γ' phase (Ni 3 Al intermetallic compound). In order to obtain sufficient high-temperature strength, the Al content should be 5.0 mass% or more. The amount of Al is preferably 5.5 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Al becomes excessive, the creep strength decreases. Therefore, the Al content should be 7.0 mass% or less. The Al content is preferably 6.8 mass% or less.
（１０）０．０≦Ｖ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｖは、γ’相に固溶して、γ’相を固溶強化する効果があるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｖ量が過剰になると、高温強度が低下する。従って、Ｖ量は、１．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
(10) 0.0≦V≦1.5 mass%:
V has the effect of solid-solution in the γ' phase and solid-solution strengthening of the γ' phase, so it can be added as necessary.
On the other hand, when the amount of V becomes excessive, the high-temperature strength decreases. Therefore, the V content should be 1.5 mass % or less. The V content is preferably 1.0 mass% or less.
（１１）０．００５≦Ｂ≦０．０３０ｍａｓｓ％：
Ｂは、粒界を強化する効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｂ量は、好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｂ量が過剰になると、ホウ化物が形成され、特性が低下する。従って、Ｂ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｂ量は、好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以下である。
(11) 0.005≦B≦0.030 mass%:
B has the effect of strengthening grain boundaries. In order to obtain such effects, the amount of B needs to be 0.005 mass% or more. The amount of B is preferably 0.010 mass% or more.
On the other hand, if the amount of B is excessive, borides are formed and the properties deteriorate. Therefore, the amount of B should be 0.030 mass% or less. The amount of B is preferably 0.020 mass% or less.
（１２）０．０５≦Ｚｒ≦０．１５ｍａｓｓ％：
ＺｒもＢと同様に、粒界強化によりクリープ強度を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｚｒ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは、０．０６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｚｒ量が過剰になると、延性が低下する。従って、Ｚｒ量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以下である。
(12) 0.05≦Zr≦0.15 mass%:
Like B, Zr also has the effect of improving creep strength by strengthening grain boundaries. In order to obtain such an effect, the Zr amount should be 0.05 mass % or more. The Zr amount is preferably 0.06 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Zr becomes excessive, the ductility decreases. Therefore, the Zr content should be 0.15 mass % or less. The Zr amount is preferably 0.12 mass% or less.
［１．２． γ－γ’共晶の面積率］
「γ－γ’共晶の面積率」とは、Ｎｉ基超合金の断面を光学顕微鏡で観察した場合において、観察視野の面積（Ｓ0）に対する、γ－γ’共晶の面積（Ｓ）の割合（＝Ｓ×１００／Ｓ0）をいう。
Ｎｉ基超合金において、一般に、γ’相の析出量が多くなるほど、高温強度は向上する。しかしながら、γ’相の析出量が多くなるほど、γ’相の析出開始温度も高くなる。その結果、凝固過程においてγ－γ’共晶が生成しやすくなる。γ－γ’共晶が多量に生成すると、クリープ破断寿命が低下する場合がある。そのため、γ－γ’共晶の面積率は低いほど良い。
高いクリープ特性を得るためには、γ－γ’共晶の面積率は、２．０％以下が好ましい。面積率は、さらに好ましくは、１．６％以下である。
[1.2. γ-γ' eutectic area ratio]
"Area ratio of γ-γ'eutectic" is the area (S) of γ-γ' eutectic with respect to the area (S 0 ) of the observation field when the cross section of the Ni-based superalloy is observed with an optical microscope. refers to the ratio of (=S×100/S 0 ).
In Ni-based superalloys, generally, the higher the amount of γ' phase precipitated, the higher the high-temperature strength. However, the larger the amount of γ' phase precipitated, the higher the temperature at which the γ' phase starts to precipitate. As a result, the γ-γ' eutectic is likely to form during the solidification process. If a large amount of γ-γ' eutectic is produced, the creep rupture life may be reduced. Therefore, the lower the area ratio of the γ-γ' eutectic, the better.
In order to obtain high creep properties, the area ratio of the γ-γ' eutectic is preferably 2.0% or less. The area ratio is more preferably 1.6% or less.
なお、多量のγ－γ’共晶が析出した場合、鋳造後に熱処理（ＨＩＰ処理、溶体化処理）を行うことによって消滅させることもできるが、熱処理は高コスト化を招く。
これに対し、本発明に係るＮｉ基超合金は、成分が最適化されているので、γ’相の析出量が多いにもかかわらず、γ－γ’共晶の析出量が少ないという特徴がある。本発明に係るＮｉ基超合金において、成分及び凝固条件を最適化すると、鋳造ままの状態であっても、γ－γ’共晶の面積率は、２．０％以下となる。
If a large amount of γ-γ' eutectic is precipitated, it can be eliminated by performing heat treatment (HIP treatment, solution treatment) after casting, but heat treatment causes an increase in cost.
On the other hand, the Ni-based superalloy according to the present invention has an optimized composition, so it is characterized by a small amount of γ-γ' eutectic precipitation despite a large amount of γ' phase precipitation. be. In the Ni-based superalloy according to the present invention, if the composition and solidification conditions are optimized, the area ratio of γ-γ' eutectic will be 2.0% or less even in the as-cast state.
図１に、γ－γ’共晶の顕微鏡写真を示す。γ－γ’共晶は、凝固時にＬ→γ＋γ’の共晶反応により生成する粗大な共晶生成物である。通常、固相線温度とγ’ソルバス温度との温度差で表されるγ単相域ΔＴが狭いほど、及び／又は、凝固速度が遅くなるほど、γ－γ’共晶量は増加する。このγ－γ’共晶は、高温で使用する際に破壊起点となる場合がある。また、本来、強化に寄与するはずのγ’相が共晶の形成に消費されるため、γ－γ’共晶が生成したＮｉ基合金は、鋳造ままの状態では期待されるほどの特性は得られない。高い特性を得るためには、γ－γ’共晶の生成量を最小限にするのが好ましい。 FIG. 1 shows a micrograph of the γ-γ' eutectic. The γ-γ' eutectic is a coarse eutectic product produced by the eutectic reaction of L→γ+γ' during solidification. Normally, the narrower the γ single-phase region ΔT, which is represented by the temperature difference between the solidus temperature and the γ' solvus temperature, and/or the slower the solidification rate, the greater the γ-γ' eutectic content. This γ-γ' eutectic may become a fracture starting point when used at high temperatures. In addition, since the γ' phase, which should originally contribute to strengthening, is consumed in the formation of the eutectic, the Ni-based alloy in which the γ-γ' eutectic is formed does not have the expected properties in the as-cast state. I can't get it. It is preferred to minimize the amount of γ-γ' eutectic to obtain high properties.
タービンホイールの鋳造において、凝固速度を最適にするためには、鋳込温度や鋳型温度をコントロールする必要がある。鋳込温度が低すぎると、凝固速度は増加するが、最終凝固部で引け巣が生じてしまう。また、鋳型温度が低すぎると、同様に凝固速度は増加するが、翼先端における冷却速度が速すぎるために、その部位のγ’が微細になりすぎて延性が低下してしまう。
従って、γ－γ’共晶の面積率を２．０％以下にし、タービンホイール全体の品質を高く維持するためには、合金組成を最適化することに加えて、凝固速度を最適化するのが好ましい。
In casting turbine wheels, it is necessary to control the pouring temperature and the mold temperature in order to optimize the solidification rate. If the casting temperature is too low, the solidification rate will increase, but shrinkage cavities will occur in the final solidification zone. On the other hand, if the mold temperature is too low, although the solidification rate similarly increases, the cooling rate at the tip of the blade is too high, so that γ' at that portion becomes too fine and the ductility decreases.
Therefore, in order to keep the area ratio of the γ-γ' eutectic to 2.0% or less and maintain high quality of the entire turbine wheel, it is necessary to optimize the solidification rate in addition to optimizing the alloy composition. is preferred.
［１．３． γ’相量］
Ｎｉ基超合金のγ’相量は、そのγ’相の「体積率」や「面積率」等の数値的指標で表すことができる。本明細書では、γ’相の量を、「γ’モル率」の数値的指標で表す。γ’モル率とは、Ｎｉ基超合金が熱力学的な平衡状態において析出することができる、安定的なγ’相の平衡析出量のことである。
γ’相の平衡析出量を「モル率」で表した値は、Ｎｉ基超合金が有する成分組成により決定される。この平衡析出量のモル％の値は、熱力学平衡計算による解析で求めることができる。本明細書では、熱力学計算ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用い、熱力学データベースとしてＮｉ ｖｅｒ．８を用いて算出される値をいう。
[1.3. γ' phase amount]
The amount of γ' phase in a Ni-based superalloy can be represented by numerical indices such as "volume ratio" and "area ratio" of the γ' phase. The amount of γ' phase is expressed herein by the numerical index of "γ' mole fraction". The γ' mole fraction is the equilibrium precipitation amount of the stable γ' phase that the Ni-based superalloy can precipitate at thermodynamic equilibrium.
The value of the equilibrium precipitation amount of the γ' phase represented by the "molar ratio" is determined by the chemical composition of the Ni-based superalloy. The mol % value of the equilibrium precipitation amount can be obtained by analysis based on thermodynamic equilibrium calculation. In this specification, the thermodynamic calculation software Thermo-Calc is used, and the thermodynamic database Ny ver. A value calculated using 8.
一般に、１０００℃におけるγ’相量が多くなるほど、高温強度が高くなる。このような効果を得るためには、１０００℃におけるγ’相量は、５０ｍｏｌ％以上が好ましい。γ’相量は、さらに好ましくは、５２ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、５３．５ｍｏｌ％以上である。
一方、１０００℃におけるγ’相量が多くなりすぎると、γ－γ’共晶生成量が増加し、高温強度と鋳造性が低下する場合がある。従って、１０００℃におけるγ’相量は、７５ｍｏｌ％以下が好ましい。γ’相量は、さらに好ましくは、６０ｍｏｌ％以下である。
In general, the higher the amount of γ' phase at 1000°C, the higher the high temperature strength. In order to obtain such an effect, the amount of γ' phase at 1000°C is preferably 50 mol% or more. The amount of γ' phase is more preferably 52 mol% or more, more preferably 53.5 mol% or more.
On the other hand, if the amount of γ' phase at 1000° C. is too large, the amount of γ-γ' eutectic formation increases, and high-temperature strength and castability may deteriorate. Therefore, the amount of γ' phase at 1000° C. is preferably 75 mol % or less. The amount of γ' phase is more preferably 60 mol% or less.
［１．４． 組織］
鋳造時に多量のγ－γ’共晶が析出した場合において、高温強度を上昇させるためには、鋳造後にＨＩＰ処理又は溶体化処理によりγ’相を固溶させ、その後の冷却過程又は等温時効により微細なγ’相を析出させるのが好ましい。
しかしながら、本発明に係るＮｉ基超合金は、γ’相量が多いにもかかわらず、γ－γ’共晶の面積率が小さいという特徴がある。そのため、本発明に係るＮｉ基超合金は、鋳造ままの状態であっても高い高温強度を示し、鋳造ままの状態で各種の用途に使用することができる。
[1.4. organization]
In the case where a large amount of γ-γ' eutectic precipitates during casting, in order to increase the high-temperature strength, the γ' phase is dissolved by HIP treatment or solution treatment after casting, and then the cooling process or isothermal aging is performed. Precipitation of fine γ' phases is preferred.
However, the Ni-based superalloy according to the present invention is characterized by a small area ratio of the γ-γ' eutectic, although the amount of the γ' phase is large. Therefore, the Ni-based superalloy according to the present invention exhibits high high-temperature strength even in the as-cast state, and can be used in various applications in the as-cast state.
［２． タービンホイール］
本発明に係るタービンホイールは、本発明に係るＮｉ基超合金からなり、自動車用ターボチャージャーに用いられる。
[2. turbine wheel]
A turbine wheel according to the present invention is made of the Ni-based superalloy according to the present invention, and is used for an automobile turbocharger.
［２．１． Ｎｉ基合金］
本発明に係るタービンホイールは、本発明に係るＮｉ基超合金からなる。製造コストを低減するには、タービンホイールは、鋳造ままの組織で用いるのが好ましい。Ｎｉ基超合金に関するその他の点については、上述した通りであるので説明を省略する。
[2.1. Ni-based alloy]
A turbine wheel according to the present invention is made of the Ni-based superalloy according to the present invention. To reduce manufacturing costs, turbine wheels are preferably used in as-cast construction. Other points regarding the Ni-based superalloy are as described above, so description thereof is omitted.
［２．２． 用途］
本発明に係るタービンホイールは、自動車用ターボチャージャーに用いられる。各部の形状や寸法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。
[2.2. Application]
A turbine wheel according to the present invention is used in an automobile turbocharger. The shape and dimensions of each part are not particularly limited, and an optimum one can be selected according to the purpose.
［３． 作用］
既存のＮｉ基超合金としては、例えば、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７１３Ｃ、ＩＮ１００などが知られている。
これらの内、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７１３Ｃは、γ’相の析出開始温度が低く、γ－γ’共晶は生成しにくい。しかしながら、使用温度におけるγ’相量も少ないため、十分なクリープ寿命が得られない。
[3. action]
As existing Ni-based superalloys, for example, Inconel (registered trademark) 713C, IN100, and the like are known.
Among these, Inconel (registered trademark) 713C has a low precipitation start temperature of the γ' phase, and is less likely to form a γ-γ' eutectic. However, since the amount of γ' phase at the working temperature is also small, a sufficient creep life cannot be obtained.
ＩＮ１００は、鋳造後の凝固過程でγ－γ’共晶が多量に生成し、鋳造ままの状態ではクリープ寿命が短い。これを解決するためには、ＨＩＰ処理又は溶体化処理により、晶出した粗大なγ’相を一度マトリックスに固溶させ、その後の冷却過程又は等温時効の追加により微細なγ’相を析出させる必要がある。これらの一連の熱処理を行うと、クリープ強度は向上するものの、製造コストの増加を招く。 In IN100, a large amount of γ-γ' eutectic is formed in the solidification process after casting, and the creep life is short in the as-cast state. In order to solve this problem, the crystallized coarse γ' phase is once dissolved in the matrix by HIP treatment or solution treatment, and the fine γ' phase is precipitated by the subsequent cooling process or addition of isothermal aging. There is a need. A series of these heat treatments increases the creep strength, but increases the manufacturing cost.
一方、本願発明者らは、γ’相の析出温度を過剰に上げずに使用温度である１０００℃付近のγ’相量を増加させ、９００℃以上の高温域でのクリープ特性に優れた合金を開発している（特許文献１参照）。しかしながら、この合金は、比重が大きくなることを避けるために固溶強化元素の含有量を少なくしているため、９００℃以下の温度における強度は、既存合金（例えば、ＩＮ７１６Ｃ、ＭＭ２４６など）に比べて劣る。 On the other hand, the inventors of the present application have increased the amount of γ' phase at around 1000°C, which is the working temperature, without excessively raising the precipitation temperature of the γ' phase, and obtained an alloy with excellent creep characteristics in a high temperature range of 900°C or higher. is being developed (see Patent Document 1). However, since the content of solid-solution strengthening elements is reduced in this alloy to avoid an increase in specific gravity, the strength at temperatures below 900 ° C is lower than that of existing alloys (e.g., IN716C, MM246, etc.) inferior to
これに対し、Ｎｉ基超合金に対して所定量のＮｂを添加すると、γ’相（Ｎｉ3Ａｌ）のＡｌの一部がＮｂに置換され、γ’相が強化される。さらに、Ｎｉ基超合金の元素バランスを最適化すると、γ－γ’共晶の生成量を少なくすることができる。その結果、鋳造ままの状態であっても、高い強度特性を示すＮｉ基超合金が得られる。さらに、高価なＴａを必ずしも添加する必要はないので、合金コストを低減することもできる。 On the other hand, when a predetermined amount of Nb is added to the Ni-based superalloy, part of the Al in the γ' phase (Ni 3 Al) is replaced with Nb, strengthening the γ' phase. Furthermore, optimizing the elemental balance of Ni-based superalloys can reduce the amount of γ-γ' eutectic formation. As a result, a Ni-based superalloy exhibiting high strength properties is obtained even in an as-cast state. Furthermore, since it is not always necessary to add expensive Ta, the alloy cost can be reduced.
（実施例１～１５、比較例１～５）
［１． 試料の作製］
表１に示す種々の成分を有する合金を真空誘導炉で溶解し、溶湯をセラミック鋳型に鋳込み、円柱状鋳物（直径：８０ｍｍ、長さ：７５０ｍｍ）を得た。
(Examples 1 to 15, Comparative Examples 1 to 5)
[1. Preparation of sample]
Alloys having various components shown in Table 1 were melted in a vacuum induction furnace, and the molten metal was cast into a ceramic mold to obtain a cylindrical casting (diameter: 80 mm, length: 750 mm).
［２． 試験方法］
［２．１． γ’相量、γ’ソルバス温度、固相線温度、及びγ単相域］
熱力学計算ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用い、熱力学データベースとしてＮｉ８を使用して、γ’相量、γ’ソルバス温度（＝γ’相の析出開始温度）、及び固相線温度を算出した。さらに、固相線温度からγ’ソルバス温度を差し引くことにより、γ単相域ΔＴを算出した。
[2. Test method]
[2.1. γ' phase amount, γ' solvus temperature, solidus temperature, and γ single phase region]
Using thermodynamic calculation software Thermo-Calc and using Ni8 as a thermodynamic database, the amount of γ' phase, γ' solvus temperature (= temperature at which γ' phase starts to precipitate), and solidus temperature were calculated. Further, the γ single-phase region ΔT was calculated by subtracting the γ′ solvus temperature from the solidus temperature.
［２．２． γ－γ’共晶の面積率］
観察面を鏡面研磨後、銅コーリング液にて腐食した。その後、光学顕微鏡にて組織を撮影した。共晶部を塗りつぶした後、画像処理ソフト「Ｉｍａｇｅ Ｊ」を用いて、γ－γ’共晶の面積率を定量化した。
なお、円柱状鋳物は、表層から中心部に向かって凝固速度が遅くなる。そのため、観察面は、タービンホイールの中心部の凝固速度と同等の凝固速度となる面（本願の場合は、表層から約１０ｍｍの位置にある面）とした。
[2.2. γ-γ' eutectic area ratio]
After the observation surface was mirror-polished, it was corroded with a copper calling solution. After that, the tissue was photographed with an optical microscope. After filling the eutectic part, the area ratio of the γ-γ' eutectic was quantified using the image processing software "Image J".
It should be noted that the solidification rate of the cylindrical casting slows down from the surface toward the center. Therefore, the observation surface was set to a surface having a solidification rate equivalent to that of the central portion of the turbine wheel (in the case of the present application, a surface located approximately 10 mm from the surface layer).
［２．３． クリープ破断寿命］
円柱状鋳物に対して機械加工を施し、クリープ試験片（平行部直径：６．４ｍｍ、平行部長さ：２５．４ｍｍ）を用意した。次に、各クリープ試験片に対して、クリープ試験（１０００℃、１８０ＭＰａ）を行い、クリープ破断時間を測定した。なお、試験片は、γ－γ’共晶の面積率の測定位置と同じ部位から切り出した。
[2.3. Creep rupture life]
A creep test piece (parallel portion diameter: 6.4 mm, parallel portion length: 25.4 mm) was prepared by machining the cylindrical casting. Next, each creep test piece was subjected to a creep test (1000° C., 180 MPa) to measure the creep rupture time. The test piece was cut from the same site as the measurement position of the area ratio of the γ-γ' eutectic.
［３． 結果］
表２に結果を示す。図２に、γ－γ’共晶面積率とクリープ判断寿命との関係を示す。図３に、γ－γ’共晶面積率とγ’相量との関係を示す。表２、及び、図２～３より、以下のことが分かる。
[3. result]
Table 2 shows the results. FIG. 2 shows the relationship between the γ-γ' eutectic area ratio and the creep judgment life. FIG. 3 shows the relationship between the γ-γ' eutectic area ratio and the amount of γ' phase. Table 2 and FIGS. 2 and 3 reveal the following.
（１）比較例１は、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７１３Ｃに相当する試料であるが、クリープ破断寿命が短い。これは、γ’相量が少ないためと考えられる。
（２）比較例２は、ＩＮ１００に相当する試料であるが、クリープ破断寿命が短い。これは、Ｔｉが過剰であるために多量のγ－γ’共晶が生成したためと考えられる。
（３）比較例３は、クリープ破断寿命が短い。これは、γ’相量が非常に少ないためと考えられる。
（４）比較例４は、クリープ破断寿命が短い。これは、γ’相量が少ないためと考えられる。
(1) Comparative Example 1, which is a sample corresponding to Inconel (registered trademark) 713C, has a short creep rupture life. It is considered that this is because the amount of γ' phase is small.
(2) Comparative Example 2, which is a sample corresponding to IN100, has a short creep rupture life. It is considered that this is because a large amount of γ-γ' eutectic was generated due to excess Ti.
(3) Comparative Example 3 has a short creep rupture life. It is considered that this is because the amount of γ' phase is very small.
(4) Comparative Example 4 has a short creep rupture life. It is considered that this is because the amount of γ' phase is small.
（５）比較例５は、クリープ判断寿命が短い。これは、Ｎｂ量が過剰であるために多量のγ－γ’共晶が生成したためと考えられる。
（６）実施例１～１５は、いずれも、クリープ破断寿命が長い。
（７）実施例１～１５は、いずれもγ－γ’共晶量を抑えつつ、γ’相量が高めに維持されている。
(5) Comparative Example 5 has a short creep judgment life. This is probably because the amount of Nb was excessive, resulting in the formation of a large amount of γ-γ' eutectic.
(6) Examples 1 to 15 all have a long creep rupture life.
(7) In all of Examples 1 to 15, the amount of γ' phase is kept high while suppressing the amount of γ-γ' eutectic.
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。 Although the embodiments of the present invention have been described in detail above, the present invention is by no means limited to the above embodiments, and various modifications are possible without departing from the gist of the present invention.
本発明に係るＮｉ基超合金は、自動車用ターボチャージャーのタービンホイール、ガスタービンやジェットエンジンのタービンブレードなどに用いることができる。 The Ni-based superalloy according to the present invention can be used for turbine wheels of automotive turbochargers, turbine blades of gas turbines and jet engines, and the like.
Claims (5)
８．０≦Ｃｒ≦１２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｎｂ＋Ｔａ≦２．３ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｎｂ≦２．３ｍａｓｓ％、
０．０≦Ｔａ≦２．２ｍａｓｓ％、
１．２≦Ｔｉ≦３．５ｍａｓｓ％、
５．０≦Ａｌ≦７．０ｍａｓｓ％、
０．０≦Ｖ≦１．５ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｂ≦０．０３０ｍａｓｓ％、及び
０．０５≦Ｚｒ≦０．１５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基超合金。 0.1 ≤ C ≤ 0.3 mass%,
8.0≦Cr≦12.0 mass%,
1.0 ≤ Mo ≤ 5.0 mass%,
10.0≦Co≦20.0 mass%,
0.1 ≤ Nb + Ta ≤ 2.3 mass%,
0.1≦Nb≦2.3 mass%,
0.0 ≤ Ta ≤ 2.2 mass%,
1.2 ≤ Ti ≤ 3.5 mass%,
5.0≦Al≦7.0 mass%,
0.0≦V≦1.5 mass%,
0.005≦B≦0.030 mass% and 0.05≦Zr≦0.15 mass%
A Ni-based superalloy containing Ni and the balance consisting of Ni and unavoidable impurities.
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Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61144233A (en) * | 1984-12-18 | 1986-07-01 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | Manufacture of metallic article |
| JPH02228445A (en) * | 1989-01-03 | 1990-09-11 | General Electric Co <Ge> | Nickel-base superalloy with fatigue and crack-resistant and product formed therefrom |
| JPH0339433A (en) * | 1989-07-05 | 1991-02-20 | General Electric Co <Ge> | Production and product of fatigue crack- resisting nickel-base superalloy |
| JPH03197653A (en) * | 1983-12-29 | 1991-08-29 | Assoc Rech Dev M P Ind (Armines) | Preparation of single-crystal alloy having high creep resistance |
| US20090317236A1 (en) * | 2008-06-18 | 2009-12-24 | General Electric Company | Vibration damping novel surface structures and methods of making the same |
| JP2015101753A (en) * | 2013-11-25 | 2015-06-04 | 株式会社Ihi | Nickel group alloy |
| US20180243830A1 (en) * | 2017-02-24 | 2018-08-30 | General Electric Company | Polyhedral-sealed article and method for forming polyhedral-sealed article |
| CN111534719A (en) * | 2020-05-09 | 2020-08-14 | 中国科学院金属研究所 | Nickel-cobalt-based wrought high-temperature alloy and preparation method thereof |
| JP2021503045A (en) * | 2017-11-14 | 2021-02-04 | サフラン | Nickel-based superalloys, single crystal blades and turbomachinery |
| JP2021055176A (en) * | 2019-09-24 | 2021-04-08 | 日立金属株式会社 | Ni-BASED SUPER HEAT RESISTANT ALLOY FOR TURBINE WHEEL AND TURBINE WHEEL |
-
2021
- 2021-07-27 JP JP2021122491A patent/JP2023018394A/en active Pending
Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03197653A (en) * | 1983-12-29 | 1991-08-29 | Assoc Rech Dev M P Ind (Armines) | Preparation of single-crystal alloy having high creep resistance |
| JPS61144233A (en) * | 1984-12-18 | 1986-07-01 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | Manufacture of metallic article |
| JPH02228445A (en) * | 1989-01-03 | 1990-09-11 | General Electric Co <Ge> | Nickel-base superalloy with fatigue and crack-resistant and product formed therefrom |
| JPH0339433A (en) * | 1989-07-05 | 1991-02-20 | General Electric Co <Ge> | Production and product of fatigue crack- resisting nickel-base superalloy |
| US20090317236A1 (en) * | 2008-06-18 | 2009-12-24 | General Electric Company | Vibration damping novel surface structures and methods of making the same |
| JP2015101753A (en) * | 2013-11-25 | 2015-06-04 | 株式会社Ihi | Nickel group alloy |
| US20180243830A1 (en) * | 2017-02-24 | 2018-08-30 | General Electric Company | Polyhedral-sealed article and method for forming polyhedral-sealed article |
| JP2021503045A (en) * | 2017-11-14 | 2021-02-04 | サフラン | Nickel-based superalloys, single crystal blades and turbomachinery |
| JP2021055176A (en) * | 2019-09-24 | 2021-04-08 | 日立金属株式会社 | Ni-BASED SUPER HEAT RESISTANT ALLOY FOR TURBINE WHEEL AND TURBINE WHEEL |
| CN111534719A (en) * | 2020-05-09 | 2020-08-14 | 中国科学院金属研究所 | Nickel-cobalt-based wrought high-temperature alloy and preparation method thereof |
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