Alliage austénitique non magnétique La présente invention se rapporte à des alliages austénitiques non magnétiques destinés à être em ployés dans des conditions dans lesquelles ils seront probablement soumis à des actions corrosives et à de hauts efforts.
Les alliages austénitiques sont destinés aujour d'hui surtout à des emplois exigeant une grande résistance à la corrosion, à l'oxydation ou à la fati gue, une grande résistance aux températures, élevées, la propriété d'être non magnétique, etc. On a cepen dant peu d'alliages austénitiques à disposition qui conviennent à l'emploi dans des conditions très sévè res à<B>là</B> température ordinaire. La limite d'élasticité de tels alliages est très faible en comparaison de leur résistance à la rupture, et elle ne peut être amélio rée que par déformation plastique ou travail de dur cissement à froid dans de grandes presses hydrauli ques.
Cette opération exige un personnel expéri menté et une installation coûteuse et, quelle que soit l'habileté de l'opérateur, il est difficile d'obtenir un durcissement uniforme.
Dans notre brevet No 318247, nous avons décrit une série d'alliages austénitiques susceptibles d'être durcis par précipitation de façon à acquérir une limite d'élasticité supérieure à 6280 kg/cm2, et con servant leurs propriétés non magnétiques. Ces allia ges étaient destinés spécialement à des usages deman dant un alliage non magnétique de grande élasticité, mais pas particulièrement résistant à la corrosion.
Nous avons maintenant découvert une gamme d'alliages austénitiques non magnétiques ayant un plus haut degré de résistance à la corrosion, et dont la limite d'élasticité peut encore, par simple durcis sement par précipitation, être élevée à au moins 5500 kg/cm2 et même beaucoup plus - jusqu'à 14 600 kg/cm2. Nous avons en outre découvert, ce qui est très surprenant, que ces alliages ont une résistance au fluage particulièrement élevée sur un grand champ de températures.
Ces alliages répondent à la composition ci-après C 0,3 - 0,9 '0 /0 ; Si 0,2 - 2,0 % ; Mn 6,0 - 35,0 0/0 ; Cr 8,0 - 25,0 0/0 ;
V 0,5 - 4,0'0/0, le silicium et le vanadium formant ensemble, de préférence, pas moins de 1 % ; le reste est constitué au moins en partie par du fer et des impuretés.
Ces alliages peu vent encore contenir d'autres éléments dans les pro- portions suivantes
EMI0001.0043
Ni <SEP> jusqu'à <SEP> 12,0'%
<tb> Mo <SEP> <SEP> 5,0'%
<tb> W <SEP> <SEP> 5,0'%
<tb> Ti <SEP> <SEP> <B><I>5,V10</I></B>
<tb> Nb <SEP> et/ou <SEP> Ta <SEP> <SEP> 5,0'0/0
<tb> Al <SEP> <SEP> 2,0 <SEP> '%
<tb> Zr <SEP> <SEP> 2,0'%
<tb> Be <SEP> <SEP> 2,0% La quantité totale de ces derniers éléments ne doit pas excéder 15 0/0. Ces alliages peuvent aussi contenir
EMI0001.0045
Co <SEP> jusqu'à <SEP> 20 <SEP> %
<tb> Cu <SEP> <SEP> 6 <SEP> ' /o
<tb> N <SEP> <SEP> 0,25()/o
<tb> B <SEP> <SEP> 0,5 <SEP> 0/0 <SEP> .
Pour que l'alliage soit non magnétique, son ca ractère austénitique doit être contrôlé par un équi libre convenable des additions formant des carbu res et des âdditions formant l'austénite. Ainsi, quand les teneurs en silicium et chrome sont élevées., la quantité de manganèse et de nickel doit aussi être élevée de façon correspondante, en vue d'empêcher que l'austénite ne se décompose pendant le traite ment par la chaleur ou sous l'action de charges pen dant le service.
Si cependant il n'est requis qu'une résistance à la traction relativement faible, de sorte que la teneur en silicium et vanadium peut être réduite, on peut aussi diminuer la teneur en manga nèse et nickel. On peut obtenir de hautes propriétés mécaniques sans employer de nickel. Cependant, quand. la teneur en nickel est faible, la teneur en manganèse, pour conserver les propriétés mécani ques, sera en général élevée. De plus, comme le manganèse est plus abondant et moins cher que le nickel, il est désirable de l'employer à la place de nickel.
Par exemple, un alliage ne contenant pas de nickel peut avoir la composition suivante C 0,57'% ; Si 0,75 0/0 ; Mn 19,8'% ; Cr 12,6 % ; Ni 0 ; V 1,57 %.
Cependant, dans certaines conditions de corro- sivité, il a été trouvé que le chrome seul n'assurera pas une résistance adéquate. Dans ce cas, on em ploiera un peu de nickel, vu qu'il a une action im portante pour la résistance à la corrosion. Le choix des éléments à allier dépendra donc des conditions particulières qui se rencontreront vraisemblablement et de l'obtention d'un équilibre convenable entre les additions donnant de l'austénite et les additions for mant des carbures.
Le durcissement par précipitation au moyen du quel les limites d'élasticité des alliages peuvent être augmentées, peut être effectué à des températures entre 300o C et 950o C. Le mieux est de soumettre d'abord l'alliage à un traitement de dissolution à une température entre 1000 et 1300 C.
Les conditions dans lesquelles les traitements de dissolution et de durcissement sont appliqués, dépen dent des propriétés que le produit final doit possé der, vu que la limite d'élasticité, la résistance à la rupture, la ductilité, la résistance à la corrosion, et la résistance au fluage sont tous affectés différem ment par des variations de ces traitements. Il y a donc lieu de chercher un compromis pour chaque application pratique.
Quand on désire une haute résistance à la trac tion en combinaison avec une résistance à des con ditions de corrosivité peu élevées, il est avantageux d'effectuer le durcissement par précipitation à une température entre 300 et 750o C, mais pour des con ditions fortement corrosives, il peut être avantageux de supprimer le traitement de durcissement par pré cipitation. Lorsqu'un emploi à de hautes tempéra tures est prévu, il est avantageux de survieillir les alliages, auquel cas le traitement de précipitation doit être effectué entre 600 et 950o C.
Des essais ont été effectués avec traitement par la chaleur comme suit
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<I>Table <SEP> I</I>
<tb> Traitement <SEP> Traitement <SEP> de <SEP> dissolution <SEP> Traitement <SEP> de <SEP> durcissement <SEP> par <SEP> précipitation
<tb> a <SEP> <B>11500</B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> trempe <SEP> à <SEP> l'huile <SEP> 550 <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> heures <SEP> - <SEP> refroidissement <SEP> à <SEP> l'air
<tb> b <SEP> <B><I>11500</I></B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> trempe <SEP> à <SEP> l'huile <SEP> <B>6500</B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> heures <SEP> - <SEP> refroidissement <SEP> à <SEP> l'air
<tb> c <SEP> 1150o <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> trempe <SEP> à <SEP> l'huile <SEP> <B>8000</B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> heures <SEP> - <SEP> refroidissement <SEP> à
<SEP> l'air
<tb> d <SEP> 1150o <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> trempe <SEP> à <SEP> l'huile La table II montre des compositions et des propriétés à la température ordinaire de deux alliages con nus A et B, servant de comparaison, traités par la chaleur à<B>11000</B> C, puis refroidis à l'air, et d'alliages typiques C à R, conformes à l'invention, qui ont été soumis au traitement par la chaleur comme cela est indiqué à la table I.
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La table III ci-dessous montre les résultats d'essais de fluage effectués sur les alliages indiqués à la table II, traités de la même façon.
Dans chaque cas l'alliage était essayé à une température de 6000 C.
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<I>Table <SEP> III</I>
<tb> Effort <SEP> Heures <SEP> pour <SEP> produire <SEP> la <SEP> déformation <SEP> indiquée
<tb> Alliage <SEP> de <SEP> traction <SEP> Traitement <SEP> -- <SEP> -- kg/em2 <SEP> par <SEP> la <SEP> chaleur <SEP> 0,2% <SEP> 0,5 <SEP> % <SEP> 1,0 <SEP> 0/0 <SEP> Rupture
<tb> A <SEP> 2360 <SEP> 1100 <SEP> C. <SEP> Refroidi <SEP> à <SEP> l'air <SEP> 90 <SEP> 200 <SEP> 300 <SEP> 850
<tb> B <SEP> 1260 <SEP> 1100 <SEP> C.
<SEP> Refroidi <SEP> à <SEP> l'air <SEP> - <SEP> 200 <SEP> 450 <SEP> 6000
<tb> <SEP> 2360 <SEP> <SEP> - <SEP> - <SEP> 10 <SEP> 500
<tb> C <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> <B>1</B>00 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 29 <SEP> 310 <SEP> 1000 <SEP> 1000
<tb> D <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 120 <SEP> 600 <SEP> >1000 <SEP> >1000
<tb> E <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 86 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> F <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 230 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> G <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 13 <SEP> 150 <SEP> 500 <SEP> > <SEP> 530
<tb> H <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 15 <SEP> 165 <SEP> 800 <SEP> >1l54
<tb> <B>1</B> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 13 <SEP> 136 <SEP> > <SEP> 500 <SEP> > <SEP> 500
<tb>
<B>1</B> <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 74 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> K <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 60 <SEP> 306 <SEP> 720 <SEP> >1152
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 3 <SEP> 134 <SEP> 455 <SEP> ><B>1</B>032
<tb> L <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 210 <SEP> > <SEP> 670 <SEP> > <SEP> 670 <SEP> > <SEP> 670
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 51 <SEP> > <SEP> 500 <SEP> > <SEP> 500 <SEP> > <SEP> 500
<tb> M <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 105 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700 <SEP> > <SEP> 700
<tb> N <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 35 <SEP> 300 <SEP> ><B>1</B>000 <SEP> >1000
<tb> <B>0</B> <SEP> 2360 <SEP> c <SEP> <B><I>>1500 <SEP> >1500 <SEP> >1500 <SEP> >1500</I></B>
<tb> P <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 45 <SEP> 530 <SEP> ><B>1</B>000 <SEP> >1000
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 2 <SEP> 35 <SEP> 300 <SEP> >1032
<tb> Q <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 15 <SEP> 2800 <SEP> 8900 <SEP>
>9900
<tb> <SEP> 2360 <SEP> a <SEP> 2 <SEP> 200 <SEP> 1600 <SEP> >9900
<tb> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 5 <SEP> 200 <SEP> 1050 <SEP> 7700
<tb> R <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 3 <SEP> 150 <SEP> 750 <SEP> 4260
<tb> <SEP> 2360 <SEP> a <SEP> 3 <SEP> 400 <SEP> <B>1</B>800 <SEP> >6700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 10 <SEP> 470 <SEP> 1750 <SEP> 5070 La table IV ci-après montre d'autres résultats d'essais de fluage et de résistance à la traction sur un alliage S conforme à l'invention, en comparaison avec les résultats d'essais de trois alliages T, U, V, com mercialement connus, que l'on utilise à présent pour des turbines à gaz.
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Alors que la perméabilité magnétique des allia- ges conformes à l'invention est en général de l'ordre de 1,003 à 1,05, il peut ne pas être indispensable qu'elle soit si faible lorsque la résistance à la corro sion et/ou la résistance aux hautes températures ont l'importance la plus grande. Dans ces cas, les com posants formant des carbures peuvent être employés en des quantités conduisant à une perméabilité aussi élevée que 3,0 sans détriment pour les propriétés mécaniques et la résistance de l'alliage à la corro sion.
The present invention relates to non-magnetic austenitic alloys intended for use under conditions in which they will probably be subjected to corrosive actions and to high stresses.
Austenitic alloys are intended today above all for uses requiring great resistance to corrosion, oxidation or fatigue, great resistance to high temperatures, the property of being non-magnetic, etc. However, few austenitic alloys are available which are suitable for use under very severe conditions at room temperature. The yield strength of such alloys is very low compared to their tensile strength, and it can only be improved by plastic deformation or cold hardening work in large hydraulic presses.
This operation requires experienced personnel and expensive installation, and no matter how skilled the operator is, it is difficult to achieve uniform hardening.
In our patent No. 318247, we have described a series of austenitic alloys capable of being hardened by precipitation so as to acquire a yield strength greater than 6280 kg / cm2, and which retain their non-magnetic properties. These alloys were intended especially for uses requiring a non-magnetic alloy of high elasticity, but not particularly resistant to corrosion.
We have now discovered a range of non-magnetic austenitic alloys having a higher degree of corrosion resistance, and whose yield strength can still, by simple precipitation hardening, be raised to at least 5500 kg / cm2 and even much more - up to 14,600 kg / cm2. We have further discovered, which is very surprisingly, that these alloys have a particularly high creep resistance over a large temperature range.
These alloys have the following composition: C 0.3 - 0.9 '0/0; Si 0.2 - 2.0%; Mn 6.0 - 35.0/0; Cr 8.0 - 25.0/0;
V 0.5 - 4.0′0 / 0, silicon and vanadium together preferably forming not less than 1%; the rest is at least partly made up of iron and impurities.
These alloys may still contain other elements in the following proportions
EMI0001.0043
Ni <SEP> up to <SEP> 12.0 '%
<tb> Mo <SEP> <SEP> 5.0 '%
<tb> W <SEP> <SEP> 5.0 '%
<tb> Ti <SEP> <SEP> <B><I>5,V10</I> </B>
<tb> Nb <SEP> and / or <SEP> Ta <SEP> <SEP> 5.0'0 / 0
<tb> Al <SEP> <SEP> 2,0 <SEP> '%
<tb> Zr <SEP> <SEP> 2,0 '%
<tb> Be <SEP> <SEP> 2,0% The total quantity of the latter elements must not exceed 15 0/0. These alloys may also contain
EMI0001.0045
Co <SEP> up to <SEP> 20 <SEP>%
<tb> Cu <SEP> <SEP> 6 <SEP> '/ o
<tb> N <SEP> <SEP> 0.25 () / o
<tb> B <SEP> <SEP> 0.5 <SEP> 0/0 <SEP>.
In order for the alloy to be non-magnetic, its austenitic character must be controlled by a suitable balance of the carburizing additions and the austenite forming additions. Thus, when the silicon and chromium contents are high, the amount of manganese and nickel must also be correspondingly high, in order to prevent the austenite from decomposing during heat treatment or under the heat. action of charges during service.
If, however, only a relatively low tensile strength is required, so that the silicon and vanadium content can be reduced, the manganese and nickel content can also be reduced. High mechanical properties can be obtained without using nickel. However, when. the nickel content is low, the manganese content, in order to maintain the mechanical properties, will in general be high. Moreover, since manganese is more abundant and cheaper than nickel, it is desirable to employ it in place of nickel.
For example, an alloy which does not contain nickel may have the following composition: C 0.57%; Si 0.75 0/0; Mn 19.8%; Cr 12.6%; Ni 0; V 1.57%.
However, under certain corrosive conditions it has been found that chromium alone will not provide adequate strength. In this case, a little nickel will be used, since it has an important action for corrosion resistance. The choice of the elements to be alloyed will therefore depend on the particular conditions which are likely to be encountered and on obtaining a suitable balance between the additions giving austenite and the additions forming carbides.
Precipitation hardening by means of which the yield strengths of alloys can be increased, can be carried out at temperatures between 300o C and 950o C. It is best to first subject the alloy to a dissolving treatment at a temperature. temperature between 1000 and 1300 C.
The conditions under which the dissolving and hardening treatments are applied, depend on the properties that the final product must possess, as yield strength, tensile strength, ductility, corrosion resistance, and creep resistance are all affected differently by variations in these treatments. A compromise must therefore be sought for each practical application.
When high tensile strength is desired in combination with resistance to low corrosive conditions, it is advantageous to perform precipitation hardening at a temperature between 300 and 750o C, but for highly corrosive conditions. it may be advantageous to omit the precipitation hardening treatment. When use at high temperatures is intended, it is advantageous to overage the alloys, in which case the precipitation treatment should be carried out between 600 and 950o C.
Tests were carried out with heat treatment as follows
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<I> Table <SEP> I </I>
<tb> Treatment <SEP> Treatment <SEP> of <SEP> dissolution <SEP> Treatment <SEP> of <SEP> hardening <SEP> by <SEP> precipitation
<tb> a <SEP> <B> 11500 </B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> quenching <SEP> at <SEP> oil < SEP> 550 <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> hours <SEP> - <SEP> cooling <SEP> to <SEP> air
<tb> b <SEP> <B><I>11500</I> </B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> quenching <SEP> to <SEP> oil <SEP> <B> 6500 </B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> hours <SEP> - <SEP> cooling <SEP> to <SEP> l ' air
<tb> c <SEP> 1150o <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> quenching <SEP> to <SEP> oil <SEP> <B> 8000 < / B> <SEP> C <SEP> - <SEP> 6 <SEP> hours <SEP> - <SEP> cooling <SEP> to
<SEP> air
<tb> d <SEP> 1150o <SEP> C <SEP> - <SEP> 30 <SEP> minutes <SEP> - <SEP> quenching <SEP> to <SEP> oil Table II shows compositions and properties at room temperature of two known alloys A and B, used for comparison, heat-treated at <B> 11000 </B> C, then air-cooled, and typical alloys C to R, conforming according to the invention, which have been subjected to the heat treatment as indicated in Table I.
EMI0003.0001
Table III below shows the results of creep tests carried out on the alloys indicated in Table II, treated in the same way.
In each case the alloy was tested at a temperature of 6000 C.
EMI0004.0003
<I> Table <SEP> III </I>
<tb> Effort <SEP> Hours <SEP> for <SEP> to produce <SEP> the <SEP> deformation <SEP> indicated
<tb> Alloy <SEP> for <SEP> traction <SEP> Treatment <SEP> - <SEP> - kg / em2 <SEP> by <SEP> the <SEP> heat <SEP> 0.2% <SEP > 0.5 <SEP>% <SEP> 1.0 <SEP> 0/0 <SEP> Break
<tb> A <SEP> 2360 <SEP> 1100 <SEP> C. <SEP> Cooled <SEP> to <SEP> air <SEP> 90 <SEP> 200 <SEP> 300 <SEP> 850
<tb> B <SEP> 1260 <SEP> 1100 <SEP> C.
<SEP> Air cooled <SEP> to <SEP> <SEP> - <SEP> 200 <SEP> 450 <SEP> 6000
<tb> <SEP> 2360 <SEP> <SEP> - <SEP> - <SEP> 10 <SEP> 500
<tb> C <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> <B> 1 </B> 00 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 29 <SEP> 310 <SEP> 1000 <SEP> 1000
<tb> D <SEP> 1260 <SEP> b <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 120 <SEP> 600 <SEP>> 1000 <SEP>> 1000
<tb> E <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 86 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> F <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 230 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> G <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 13 <SEP> 150 <SEP> 500 <SEP>> <SEP> 530
<tb> H <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 15 <SEP> 165 <SEP> 800 <SEP>> 1l54
<tb> <B> 1 </B> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 13 <SEP> 136 <SEP>> <SEP> 500 <SEP>> <SEP> 500
<tb>
<B> 1 </B> <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 74 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> K <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 60 <SEP> 306 <SEP> 720 <SEP>> 1152
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 3 <SEP> 134 <SEP> 455 <SEP>> <B> 1 </B> 032
<tb> L <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 210 <SEP>> <SEP> 670 <SEP>> <SEP> 670 <SEP>> <SEP> 670
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 51 <SEP>> <SEP> 500 <SEP>> <SEP> 500 <SEP>> <SEP> 500
<tb> M <SEP> 1260 <SEP> b <SEP> 105 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700 <SEP>> <SEP> 700
<tb> N <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 35 <SEP> 300 <SEP>> <B> 1 </B> 000 <SEP>> 1000
<tb> <B> 0 </B> <SEP> 2360 <SEP> c <SEP> <B> <I>> 1500 <SEP>> 1500 <SEP>> 1500 <SEP>> 1500 </I> < / B>
<tb> P <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 45 <SEP> 530 <SEP>> <B> 1 </B> 000 <SEP>> 1000
<tb> <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 2 <SEP> 35 <SEP> 300 <SEP>> 1032
<tb> Q <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 15 <SEP> 2800 <SEP> 8900 <SEP>
> 9900
<tb> <SEP> 2360 <SEP> a <SEP> 2 <SEP> 200 <SEP> 1600 <SEP>> 9900
<tb> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 5 <SEP> 200 <SEP> 1050 <SEP> 7700
<tb> R <SEP> 2360 <SEP> d <SEP> 3 <SEP> 150 <SEP> 750 <SEP> 4260
<tb> <SEP> 2360 <SEP> a <SEP> 3 <SEP> 400 <SEP> <B> 1 </B> 800 <SEP>> 6700
<tb> <SEP> 2360 <SEP> b <SEP> 10 <SEP> 470 <SEP> 1750 <SEP> 5070 Table IV below shows other results of creep and tensile strength tests on an S alloy in accordance with the invention, in comparison with the test results of three commercially known alloys T, U, V, which are now used for gas turbines.
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While the magnetic permeability of the alloys according to the invention is generally of the order of 1.003 to 1.05, it may not be essential that it be so low when the corrosion resistance and / or resistance to high temperatures are of the utmost importance. In these cases, the carbide-forming components may be employed in amounts resulting in a permeability as high as 3.0 without detriment to the mechanical properties and corrosion resistance of the alloy.