ES2335503T3 - Aleacion de ni-cr-co-mo para motores avanzados de turbina de gas. - Google Patents
Aleacion de ni-cr-co-mo para motores avanzados de turbina de gas. Download PDFInfo
- Publication number
- ES2335503T3 ES2335503T3 ES05018830T ES05018830T ES2335503T3 ES 2335503 T3 ES2335503 T3 ES 2335503T3 ES 05018830 T ES05018830 T ES 05018830T ES 05018830 T ES05018830 T ES 05018830T ES 2335503 T3 ES2335503 T3 ES 2335503T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- alloy
- alloys
- weight
- nickel
- cobalt
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
- Hydrogen, Water And Hydrids (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Catalysts (AREA)
- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
Abstract
Una aleación a base de níquel-cromo-cobalto que tiene una composición que consiste en porcentaje en peso de: con un balance de níquel e impurezas, la aleación que satisface además la siguiente relación composicional definida con cantidades elementales están en términos de porcentaje en peso: 2.2 < Al + 0.56Ti + 0.29Nb < 2.9 6.5 < Mo + 0.52W < 9.5
Description
Aleación de
Ni-Cr-Co-Mo para
motores avanzados de turbina de gas.
Esta invención se relaciona a aleaciones
forjables de alta resistencia para uso a temperaturas elevadas. En
particular, ésta se relaciona con aleaciones que poseen suficiente
resistencia a la deformación plástica, estabilidad térmica, y
resistencia a forzar cuarteo con la edad para permitir la
fabricación y el servicio en ductos de transición dé turbina de gas
y otros componentes de turbina de gas.
Para cumplir con la demanda de una eficiencia
operativa creciente, a los diseñadores de motores de turbina de gas
les gustaría emplear temperaturas operativas cada vez mayores. Sin
embargo, la capacidad de incrementar las temperaturas se limita a
menudo por las propiedades del material. Una aplicación con tal
limitación son los ductos de transición de turbina de gas. Los
ductos de transición son a menudo componentes soldados hechos de
lámina o material de placa delgada y así necesitan ser soldables así
como también forjables. A menudo las aleaciones reforzadas gama
prima se utilizan en ductos de transición debido a su alta
resistencia a temperaturas elevadas. Sin embargo, las aleaciones
reforzadas gama prima de forjado comercialmente disponibles no
tienen la resistencia o estabilidad para ser utilizadas a las
temperaturas muy altas demandadas por los conceptos avanzados de
diseño de turbina de gas, o pueden presentar dificultades durante la
fabricación. En particular, una de tales dificultades de
fabricación es la susceptibilidad de muchas aleaciones de forjado
reforzadas gama prima a forzar cuarteo con la edad. El problema de
forzar cuarteo con la edad se describirá con más detalle
posteriormente en este documento.
Las aleaciones de forjado reforzadas gama prima
se basan a menudo en el sistema níquel-
cromo-cobalto, aunque también se utilizan otros
sistemas base. Estas, aleaciones tendrán típicamente adiciones de
aluminio y titanio que son responsables por la formación de la fase
gama prima, Ni_{3}(Al,Ti). Se pueden emplear también otros
elementos formadores de gama prima, tales como el niobio y/o
tantalio. Un tratamiento con calor para endurecimiento con la edad
se utiliza para desarrollar la fase gama prima en la microestructura
de la aleación. Este tratamiento de calor se da normalmente a la
aleación cuando ésta esta en condición de recocido. La presencia de
la fase gama prima conduce a un reforzamiento considerable de la
aleación sobre un amplio rango de temperaturas. Otras adiciones
elementales pueden incluir molibdeno o tungsteno para el
reforzamiento de la solución sólida, carbono para la formación de
carburos, y boro para mejorar la ductilidad a alta temperatura.
Forzar cuarteo con la edad es un problema que
limita la soldabilidad de muchas aleaciones reforzadas gama prima.
Este fenómeno ocurre típicamente cuando una parte soldada se somete
a una alta temperatura la primera vez después de la operación de
soldado. A menudo esto es durante el tratamiento de recocido
post-soldado dado a la mayoría de las fabricaciones
de aleación soldada, gama prima. El cuarteamiento ocurre como
resultado de la formación de la fase gama prima durante el
calentamiento a la temperatura de recocido. La formación de
reforzamiento de la fase gama prima en conjunto con la baja
ductilidad que muchas de estas aleaciones poseen a temperaturas
intermedias, así como también el refrenamiento mecánico típicamente
impuesto por la operación de soldado conducirá a menudo a
cuarteamiento. El problema de forzar cuarteos con la edad pueden
limitar las aleaciones a ser utilizadas hasta solamente un cierto
grosor en razón a que mayor grosor de material conduce a mayor
refrenado mecánico.
Se han desarrollado varios tipos de pruebas para
evaluar la susceptibilidad de una aleación a forzar, cuarteos con
la edad. Estas incluyen la prueba de parche circular, la prueba de
placa refrenada, y varias pruebas termo-mecánicas
dinámicas. Una prueba que se puede utilizar para evaluar la
susceptibilidad de una aleación a forzar cuarteduras con la edad es
la prueba de tensión de tasa de calentamiento controlado (CHRT)
desarrollada en los años 60. Pruebas recientes en Haynes
International han encontrado que la prueba del CHRT escalafona
exitosamente la susceptibilidad de varias aleaciones comerciales en
un orden consistente con la experiencia de campo. En la prueba
CHRT, una muestra de tensión en lámina se caliento desde una baja
temperatura hasta la temperatura de prueba a una tasa constante
(una tasa de 14-17ºC (25ºF a 30ºF) por minuto se
utilizó en las pruebas efectuadas en Haynes Internacional). Una vez
se alcanza la temperatura de prueba la muestra se empuja para
fracturar a una tasa de resistencia de ingeniería constante. La
muestra de prueba inicia en la condición de recocido (no endurecida
con la edad), de tal manera que la fase gama prima se precipita
durante la etapa de calentamiento como sería el caso en un
componente soldado que se somete a un tratamiento de calor
post-soldado. El porcentaje de elongación hasta
fractura en la muestra de prueba se toma como una medida de la
susceptibilidad a forzar cuarteo con la edad (menores valores de
elongación que sugieren mayor susceptibilidad a forzar cuarteo con
la edad). La elongación del CHRT es una función de la temperatura de
prueba y exhibirá normalmente un mínimo a una temperatura
particular. La temperatura en la cual esto ocurre es de alrededor de
816ºC (1500ºF) para muchas aleaciones reforzadas gama prima de
forjado.
La buena resistencia y la estabilidad térmica a
altas temperaturas demandadas por los conceptos avanzados de
turbina de gas son dos propiedades que faltan en muchas aleaciones
reforzadas gama prima de forjado habitualmente disponibles
comercialmente. La resistencia a la alta temperatura se ha evaluado
largamente con el uso de pruebas de ruptura con deformación
plástica, donde las muestras se someten isotérmicamente a una carga
constante hasta que la muestra se fractura. El tiempo hasta
fractura, o la vida hasta ruptura, se utiliza entonces como una
medida de la resistencia de la aleación a esa temperatura. La
estabilidad térmica es una medida de si la microestructura de la
aleación permanecerá relativamente no afectada durante una
exposición térmica. Muchas aleaciones de alta temperatura pueden
formar fases intermetálicas o de carburo quebradizas durante la
exposición térmica. La presencia de estas fases puede reducir
dramáticamente la ductilidad a temperatura ambiente del material.
Esta pérdida de ductilidad se puede medir efectivamente utilizando
una prueba de tensión estándar.
Muchas aleaciones con resistencia a forjado gama
prima están disponibles en forma de lámina hoy en el mercado de
hoy. La aleación Rene-41 o R-41
(Patente U.S. No. 2,945,758) se desarrolló por General Electric en
1950 para el uso en motores de turbina. Ésta tiene excelente
resistencia a la deformación plástica, pero está limitada por una
pobre estabilidad y resistencia térmica a forzar cuarteos con la
edad. Una aleación similar de General Electric, la aleación
M-252 (Patente U.S. No. 2,747,993), también se
desarrolló en los, años 50. Aunque habitualmente disponible
solamente en forma de barra, la composición se prestaría fácilmente
a manufactura de lámina. La aleación M-252 tiene
buena resistencia a la deformación plástica para forzar cuarteos con
la edad, pero como la aleación R-41 está limitada
por una estabilidad térmica pobre. La aleación desarrollada por
Pratt & Whitncy conocida comercialmente como aleación WASPALOY
(aparentemente que no tiene cubrimiento de patente en los Estados
Unidos) es otra aleación reforzada gama prima destinada para el uso
en motores de turbina y disponible en forma de lámina. Sin embargo,
esta aleación tiene una resistencia a la deformación plástica
marginal por encima de 1500ºF, estabilidad térmica marginal, y tiene
una resistencia muy pobre a forzar cuarteo con la edad. La aleación
comercialmente conocida como aleación 263 (Patente U.S. 3,222,165)
se desarrolló a finales de los años 50 y se introdujo en 1960 por
Rolls-Royce Limited. Esta aleación tiene excelente
estabilidad térmica y resistencia a forzar cuarteduras con la edad,
pero tiene muy pobre resistencia a la deformación plástica a
temperaturas mayores de 816ºC (1500ºF). La aleación
PK-33 (Patente U.S. No. 3,248,213) se desarrolló
por la International Nickel Company y se introdujo en 1961. Esta
aleación tiene buena estabilidad térmica y resistencia a la
deformación plástica, pero está limitada por una pobre resistencia a
forzar cuarteos con la edad. La US 3207599 también describe un
níquel resistente a la deformación plástica basado en una aleación
que tiene buen forzado de ductilidad con la edad y soldabilidad pero
contiene silicio y manganeso. Como se sugiere por estos ejemplos,
ninguna de las aleaciones habitualmente disponible de manera
comercial está disponible poseyendo una combinación única de tres
propiedades claves: buena resistencia a la deformación plástica y
buena estabilidad térmica en el rango de temperatura de
871ºC-927ºC (1600 a 1700ºF) así como también buena
resistencia a forzar cuarteos con la edad.
El objetivo principal de esta invención es
suministrar una nueva aleación de forjado a base de
níquel-cromo-cobalto endurecible
con la edad que sea adecuada para el uso en ductos de transición de
turbina de gas a alta temperatura y otros componentes de turbina de
gas que posean una combinación de tres propiedades claves
específicas, a saber la resistencia a forzar cuarteos con la edad,
buena estabilidad térmica, y buena resistencia a la ruptura por
deformación plástica.
Se ha encontrado que este objetivo se puede
alcanzar con una aleación como se da en las reivindicaciones que
contiene un cierto rango de cromo y cobalto, un cierto rango de
molibdeno y posiblemente tungsteno, un cierto rango de aluminio,
titanio y posiblemente niobio, con un balance de níquel y varios
elementos e impurezas menores.
La Figura 1 es una gráfica de la ductilidad de
las aleaciones de forjado estudiadas a base de
níquel-cromo-cobalto endurecibles
con la edad en una prueba de tensión con tasa de calentamiento
controlada a 1500ºF.
La Figura 2 es una gráfica de la ductilidad de
las aleaciones de forjado estudiadas a base de
níquel-cromo-cobalto endurecibles
con la edad en una prueba de tensión estándar a temperatura
ambiente.
Las aleaciones de forjado a base de
níquel-cromo-cobalto endurecible con
la edad descrita aquí tiene suficiente resistencia a la deformación
plástica, estabilidad térmica, y resistencia a forzar cuarteos con
la edad para permitir el servicio en forma de lámina o placa en
ductos de transición de turbina de gas así como también en otras
formas de producto y otras aplicaciones que demandan las turbina de
gas. Esta combinación de propiedades críticas se logra a través del
control de varios elementos críticos cada uno con ciertas funciones.
La presencia de elementos que forman gama prima tales como aluminio,
titanio, y niobio contribuyen significativamente a la alta
resistencia a la ruptura por deformación plástica a través de la
formación de la fase gama prima durante el proceso de endurecimiento
con la edad. Sin embargo, la cantidad combinada de aluminio,
titanio, y niobio se debe controlar cuidadosamente para permitir
una buena resistencia a forzar cuarteos con la edad. El molibdeno y
posiblemente el tungsteno se agregan para suministrar resistencia
adicional a la ruptura por deformación plástica a través de un
reforzamiento a la solución sólida. De nuevo, sin embargo, la
concentración combinada total de molibdeno y tungsteno se debe
controlar cuidadosamente, en este caso para asegurar suficiente
estabilidad térmica de la aleación.
Con base en los requisitos proyectados para la
siguiente generación de ductos de transición de turbina, las
aleaciones reforzadas gama prima tienen un potencial significativo.
Tres de las propiedades más críticas son resistencia a la
deformación plástica, soldabilidad (es decir, resistencia a forzar
cuarteo con la edad), y estabilidad térmica. Sin embargo, se
encontró que producir una aleación reforzada gama prima que se
exceda en todas estas tres propiedades no es una aleación directa y
no está comercialmente disponible la cual posea todas las tres
propiedades en un grado suficiente.
Yo probé 26 aleaciones experimentales y 5
comerciales cuyas composiciones se establecen en la Tabla 1. Las
aleaciones experimentales se han marcado de la A a la Z. Las
aleaciones comerciales fueron la aleación HAYNES
R-41, la aleación HAYNES WASPALOY, la aleación
HAYNES 263, la aleación M-252, y la aleación NIMONIC
PK-33. Las aleaciones (que incluyen tanto
aleaciones experimentales como comerciales) tuvieron un contenido
que varió desde 17.5 a 21.3% en peso, así como también un contenido
de cobalto que varió desde 8.3 a 19.6% en peso. El contenido de
aluminio varió desde 0.49 a 1.89% en peso, el contenido de titanio
desde 1.53 a 3.12% en peso, y el contenido de niobio varió desde
nada a 0.79% en peso. El contenido de molibdeno varió desde 3.2 a
10.5% en peso y el de tungsteno varió desde nada hasta 8.3% en peso.
Las adiciones intencionales de elementos menores carbono y boro
variaron desde 0.034 a 0.163% en peso y desde nada a 0.008% en peso,
respectivamente. El hierro varió desde nada hasta 3.6% en peso.
Todas las pruebas de las aleaciones se
efectuaron sobre material de lámina de 0.119-0,165
cms (0.047'' a 0.065'') de grosor. Las aleaciones experimentales
fueron fundidas mediante inducción por vacío, y luego la
electro-escoria se refundió, a un tamaño de calor de
50 Ib. Los lingotes así producidos fueron embebidos a 1176ºC
(2150ºF) y luego forjados y enrollados con temperaturas de partida
de 1176ºC (2150ºF). El grosor de la lámina después de enrollado en
caliente fue de 0.216 cms (0.085"). Las láminas fueron recocidas a
1176ºC (2150ºF) durante 15 minutos y después apagadas en agua. Las
láminas se enrollaron entonces en frío con un grosor de 0.060".
Las láminas enrolladas en frío fueron recocidas a temperaturas entre
1121-1190ºC (2050 y 2175ºF) según fuera necesario
para producir una estructura de grano completamente recristalizada
equiaxial con un tamaño de grano ASTM entre 4 y 5. Finalmente, al
material de lámina se le dio un tratamiento de calor para
endurecimiento con la edad de 802ºC (1475ºC) durante 8 horas para
producir la fase cebada con gama. Las aleaciones comerciales
aleación HAYNES R-41, aleación HAYNES WASPALOY,
aleación HAYNES 263, y aleación NIMONIC PK-33 se
obtuvieron en forma de lámina en la condición recocida molida. En
razón a que no se podía encontrar ninguna lámina de aleación de
M-252 comercialmente disponible, se produjo una de
22 kg (50 Ib) caliente para evaluación utilizando el mismo método
como se describió anteriormente para las aleaciones experimentales.
A todas las cinco aleaciones comerciales se les dieron tratamientos
con calor para endurecimiento con la edad
post-recocido de acuerdo con los estándares
aceptados. Estos tratamientos con calor se reportan en la Tabla
2.
Para evaluar las tres propiedades anteriormente
identificadas como importantes (resistencia de esfuerzo con cuarteo
con la edad, estabilidad térmica, y resistencia a la deformación
plástica) se emplearon tres pruebas diferentes en cada una de las
aleaciones. La primera prueba fue la prueba de tensión con tasa de
calentamiento controlada (CHRT). Los resultados de la prueba CHRT
son dados en la Tabla 3. La propiedad crítica en esta prueba es la
ductilidad de tensión, medida por una medición de la elongación a la
falla. Las aleaciones con mayor ductilidad en esta prueba se espera
que tengan mayor resistencia al esfuerzo con cuarteo con la edad.
El objetivo del presente estudio fue tener una ductilidad de 4.5% o
mayor. De las aleaciones experimentales, solamente la aleación W
falló con el cumplimiento de este requisito. Para las aleaciones
comerciales, aleación M-252 y la aleación 263
cumplieron el requisito, mientras que la aleación
PK-33, la aleación WASPALOY, y la aleación
R-41 no lo hicieron. Se encontró que el desempeño de
una aleación dada en la prueba CHRT se podría correlacionar con la
cantidad de elementos formadores de gama prima en la aleación
utilizando la siguiente ecuación (donde las composiciones
elementales están en % en peso):
(1)Al + 0.56Ti
+ 0.29Nb <
2.9
Los valores al lado izquierdo de la ecuación (1)
para todas las aleaciones en este estudio se dan en la Tabla 1.
Todas las aleaciones que pasaron la prueba CHRT se encontró que
obedecían la ecuación (1). Adicionalmente, todas las aleaciones que
no obedecían la ecuación (1) no pasaron el requisito de la prueba
CHRT, esto es, se encontró que tenían una ductilidad CHRT de 816ºC
(1500ºF) menos del 4.5%. Esta relación se muestra más claramente en
la Fig. 1, donde la ductilidad CHRT de 816ºC (1500ºF) se gráfica
contra el valor del lado izquierdo de la ecuación (1) para todas
las aleaciones en el estudio. Todas las pruebas se efectuaron sobre
muestras en la condición de recocido. La ductilidad de tensión
(medida como la elongación porcentual hasta falla) se gráfica como
una función de la variable composicional Al + 0.56Ti + 0.29Nb (donde
las composiciones elementales están en % en peso). Se dibuja una
línea sobre la figura que corresponde a la ductilidad de tensión de
4.5%. Todas las aleaciones graficadas por encima de esta línea
(símbolo: círculos rellenos) se consideraron que pasaban la prueba
de tensión con tasa de calentamiento controlada, mientras que las
aleaciones graficadas por debajo de la línea (símbolo: marcas x) se
consideraron que habían fallado. Se dibuja una línea vertical
punteada en el valor de 2.9% en peso para la variable composicional,
Al + 0.56Ti + 0.29Nb. Todas las aleaciones con un valor mayor de 2.9
se encontró que fallaron la prueba de tensión con tasa de
calentamiento controlada.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
Para evaluar la estabilidad térmica de las
aleaciones, se determinó su ductilidad de tensión a temperatura
ambiente después de una exposición térmica a largo plazo. Después de
efectuar tratamientos con calor de endurecimiento con la edad dados
en la Tabla 2, le fueron dadas a todas las muestras de las
aleaciones experimentales y comerciales una exposición térmica de
1600ºF/1000 hrs./AC. Se efectuó una prueba de tensión a temperatura
ambiente sobre las muestras térmicamente expuestas y los resultados
son dados en la Tabla 4. La ductilidad mayor de 20% se consideró
aceptable. Utilizando esta guía, se encontró que las aleaciones
experimentales U, V, X, y Z fallaron junto con las aleaciones
comerciales aleación M-252, aleación WASPALOY, y la
aleación R-41. Se encontró que el control de los
elementos molibdeno y tungsteno fue crítico para desarrollar una
aleación térmicamente estable. Se encontró la siguiente relación
(donde las composiciones elementales están en % en peso):
(2)Mo + 0.52W
<
9.5
Los valores del lado izquierdo de la ecuación
(2) para todas las aleaciones en este estudio son dadas en la Tabla
1. Todas las aleaciones que no obedecen a la ecuación (2) se
encontraron que no tenían suficiente estabilidad térmica, esto es,
su ductilidad de tensión a temperatura ambiente después de 1000
horas de exposición térmica a 871ºC (1600ºF) se encontró que era de
menos del 20%. Una aleación (aleación WASPALOY) se encontró que
satisfacía la ecuación (2), pero tenía pobre estabilidad térmica.
Sin embargo, esta aleación no satisface la ecuación (1) y por lo
tanto no es adecuada para la aplicación objetivo. De este ejemplo,
es claro que para asegurar la estabilidad térmica para esta clase
de aleaciones, es necesario controlar la cantidad de aluminio,
titanio, y niobio así como también el molibdeno y el tungsteno. La
utilidad de la ecuación (2) se vuelve muy clara cuando se considera
la Figura 2, donde la ductilidad de las muestras térmicamente
expuestas se grafican contra el valor del lado izquierdo de la
ecuación (2) para todas las aleaciones en estudio. Solamente las
aleaciones que satisfacen la relación Al + 0.56Ti + 0.29Nb < 2.9
(donde las composiciones elementales están en % en peso) se
grafican en la gráfica. Todas las pruebas se efectúan sobre muestras
que se les da un tratamiento de calor de endurecimiento con la edad
mediante una exposición térmica de 871ºC (1600ºF) durante 1000
horas. En la gráfica, la ductilidad a la tensión (medida como la
elongación porcentual a falla) se gráfica como una función de la
variable composicional Mo -I- 0.52W (donde las composiciones
elementales están en % en peso). Se dibuja una línea sobre la
figura que corresponde a una ductilidad de tensión del 20%. Todas
las aleaciones graficadas por encima de esta línea (símbolo:
círculos rellenos) se consideraron que habían pasado la prueba de
estabilidad térmica, mientras que las aleaciones graficada por
debajo de esta línea (símbolo: marcas de x) se consideró que habían
fallado. Se dibuja una línea vertical punteada en un valor de 9.5%
en peso para la variable composicional, Mo + 0.52W. Todas las
aleaciones con un valor mayor de 9.5 se encontraron que fallaban la
prueba de estabilidad térmica.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
\vskip1.000000\baselineskip
La tercera propiedad clave para la aplicación
objetivo es la resistencia a la deformación plástica. La resistencia
a la ruptura con deformación plástica de las aleaciones se midió a
927ºC (1700ºF) con una carga de 7 ksi. La meta establecida fue una
vida de ruptura mayor de 300 horas. Los resultados para las
aleaciones experimentales y comerciales se muestran en la Tabla 5.
Todas las aleaciones experimentales se encontró que pasaron la meta,
con la excepción de las aleaciones V, Y, y Z. Las aleaciones
comerciales todas pasaron con la excepción de la aleación 263 y la
aleación WASPALOY. Del total de las cinco aleaciones que fallaron la
meta de ruptura con deformación plástica, tres de ellas (aleaciones
V y Z, así como también la aleación WASPALOY) no satisficieron una
o ambas ecuaciones (1) y (2) y fueron térmicamente inestables. La
inestabilidad térmica puede ser una influencia negativa sobre la
resistencia a la deformación plástica. Las otras dos aleaciones que
no cumplieron la meta de resistencia a la deformación plástica
(aleación Y y aleación 263) ambas tuvieron un contenido total
relativamente bajo de elementos de fortalecimiento de solución
sólida molibdeno y tungsteno. Adicionalmente, la aleación 263 tuvo
un contenido total bajo de elementos formadores de gama prima
aluminio, titanio y niobio. Para asegurar niveles adecuados tanto
de los elementos de fortalecimiento de solución sólida y los
elementos formadores de gama prima, las ecuaciones (1) y (2) fueron
modificadas respectivamente como (donde las composiciones
elementales están en % en peso):
(3)2.2 < Al
+ 0.56Ti + 0.29Nb <
2.9
(4)6.5 < Mo
+ 0.52W
<9.5
De las 31 aleaciones experimentales y
comerciales totales probadas en este estudio, 20 se encontró que
pasaban todas las tres pruebas de propiedad clave, es decir, la
prueba CHRT, la prueba de exposición térmica, y la prueba de,
ruptura a la deformación plástica. Todas las 20 aleaciones
aceptables (aleaciones experimentales A a T) tuvieron composiciones
que satisficieron ambas ecuaciones (3) y (4). Las 11 aleaciones que
se consideraron inaceptables (que incluyeron aleaciones
experimentales U a Z y todas las cinco de las aleaciones
comerciales) tuvieron composiciones que fallaron para satisfacer
una , o ambas ecuaciones (3) y (4). De la Tabla 1 se puede ver que
las aleaciones aceptables contuvieron un porcentaje en peso de 17.5
a 21.3 de cromo, 8.3 a 14.2 de cobalto, 4.3 a 9.3 de molibdeno,
hasta 7.0 de tungsteno, 1.29 a 1.63 de aluminio, 1.59 a 2.28 de
titanio, hasta 0.79 de niobio, 0.034 a 0.097 de carbono, 0.002 a
0.007 de boro y hasta 2.6 de hierro. Por las razones explicadas
adelante, las aleaciones que contienen estos elementos dentro de los
siguientes rangos y que cumplen las ecuaciones (3) y (4) deben
suministrar las propiedades deseadas: 17 a 22 de cromo, 8 a 15 de
cobalto, 4.0 a 9.5 de molibdeno, hasta 7.0 de tungsteno, 1.28 a
1.65 de aluminio, 1.50 a 2.30 de titanio, hasta 0.80 de niobio,
0.01 a 0.2 de carbono y hasta 0.015 de boro con el balance siendo de
níquel más impurezas. La aleación también puede contener tantalo,
hasta de 1.5% en peso y uno o más de magnesio, calcio, hafhio,
zirconio, itrio, cerio y lantano. Cada uno de estos siete elementos
puede estar presente hasta 0.05% en peso. Las aleaciones aceptables
tuvieron un rango de valores para Al + 0.56Ti + 0.29Nb de desde 2.35
a 2.84 y un rango para Mo + 0.52 W de desde 7.1 a 9.3.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
La presencia de cromo (Cr) en las aleaciones
utilizadas en ambientes a alta temperatura suministran la oxidación
necesaria y la resistencia a la corrosión en caliente. En general,
entre mayor sea el contenido de Cr mejor será la resistencia a la
oxidación, sin embargo, demasiado Cr puede conducir a inestabilidad
térmica en la aleación. Para las aleaciones de esta invención, se
encontró que el nivel de cromo debe estar entre 17 a 22% en
peso.
El cobalto (Co) es un elemento común en muchas
aleaciones para forjado fortalecidas con gama prima. El cobalto
disminuye la solubilidad del aluminio y el titanio en níquel a
temperaturas más bajas permitiendo un mayor contenido de gama prima
para un nivel dado de aluminio y titanio. Se encontró que los
niveles de Co de 8 a 15% en peso son aceptables para las aleaciones
de esta invención.
Como se mencionó previamente, el aluminio (Al),
el titanio (Ti), y el niobio (Nb) contribuyen a la resistencia a la
deformación plástica de las aleaciones de esta invención a través de
la formación de fortalecimiento de la fase gama prima luego del
tratamiento con calor para endurecimiento con la edad. El total
combinado de estos elementos esta limitado por la ecuación (3)
anterior. En términos de elementos individuales, se encontró que el
Al podía variar desde 1.28 a 1.65% en peso, el Ti podía variar de
1.50 a 2.30% en peso, y el Nb podía variar desde nada a 0.80%
en peso.
en peso.
Como se mencionó previamente, el molibdeno (Mo)
y el tungsteno (W) contribuyen a la resistencia a la ruptura por
deformación plástica de las aleaciones de esta invención hasta el
fortalecimiento de la solución sólida. El total combinado de estos
elementos se limita por la ecuación (4) anterior. En términos de los
elementos individuales, se encontró que el Mo podía variar desde 4.0
a 9.5% en peso, mientras que el W podía variar desde nada a 7.0% en
peso.
El carbono (C) es un componente necesario y
contribuye a la resistencia a la deformación plástica de las
aleaciones de esta invención a través la formación de carburos. Los
carburos también son necesarios para el adecuado control del tamaño
del grano. El carbono debe estar presente en una cantidad de 0.01 a
0.2% en peso.
El hierro (Fe) no se requiere, pero típicamente
estará presente. La presencia de Fe permite el uso económico de
materiales de revertido, muchos de los cuales contienen cantidades
residuales de Fe. Una aleación libre de Fe aceptable podría ser
posible utilizando nuevos recubrimientos internos de horno y
materiales de carga de alta pureza. Los datos presentados indican
que los niveles hasta de al menos 3.0% en peso son aceptables.
El boro (B) se agrega normalmente a las
aleaciones de forjado fortalecidas con gama prima en pequeñas
cantidades para mejorar la ductilidad a temperatura elevada.
Demasiado boro puede conducir a problemas de soldabilidad. El rango
es de hasta 0.015% en peso.
El tantalo (Ta) es un elemento formador de gama
prima en esta clase de aleaciones. Se espera que el tantalo podría
ser parcialmente sustituido por aluminio, titanio, o niobio a
niveles de hasta 1.5% en peso.
El silicio (Si) puede estar presente como una
impureza.
El cobre (Cu) puede estar presente como una
impureza que se origina del uso de materiales de revertido o durante
el fundido y procesamiento de la aleación misma. Se espera que el Cu
podría estar presente en cantidades hasta de al menos 0.5% en
peso.
El uso de magnesio (Mg) y calcio (Ca) se emplea
a menudo durante el fundido primario de las aleaciones a base de
níquel. Se espera que los niveles de estos elementos hasta de 0.05%
en peso podrían estar presentes en aleaciones de esta invención.
A menudo, cantidades pequeñas de ciertos
elementos se agregan a las aleaciones basadas en níquel para
suministrar una resistencia ambiental creciente. Estos elementos
incluyen, pero no están necesariamente limitados a lantano (La),
cerio (Ce), itrio (Y), zirconio (Zr), y hafnio (Hf). Se espera que
cantidades de cada uno de estos elementos hasta de 0.05% en peso,
especialmente hasta de 0.05 % en peso podrían estar presentes en
aleaciones de esta invención.
Aunque las muestras probadas se limitaron a
láminas de forjado, las aleaciones deben exhibir propiedades
comparables en otras formas de forjado (tales como placas, barras,
tuberías, tubos, forjas, y alambres) y en molde, formadas por
rociado, o formas de metalurgia en polvo, a saber, en polvo, polvo
compactado y polvo compactado sinterizado. Consecuentemente, la
presente invención comprende todas las formas de composición de
aleación.
Las propiedades combinadas de buena estabilidad
térmica, resistencia a forzar el cuarteo con la edad y la buena
resistencia a la ruptura por deformación plástica exhibida por esta
aleación la hace particularmente útil para la fabricación de
componentes de motor de turbina de gas y particularmente útil para
ductos de transición en estos motores. Tales componentes y motores
que contienen estos componentes se pueden operar a mayores
temperaturas sin la falla y deben tener una vida de servicio mayor
que aquellos componentes y motores habitualmente disponibles.
Aunque Yo he descrito ciertas realizaciones
preferidas de la aleación, se debe entender de manera distinta que
la presente invención no está limitada a esta, sino que puede tener
varias realizaciones dentro del alcance de las siguientes
reivindicaciones.
Claims (13)
1. Una aleación a base de
níquel-cromo-cobalto que tiene una
composición que consiste en porcentaje en peso de:
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
con un balance de níquel e
impurezas, la aleación que satisface además la siguiente relación
composicional definida con cantidades elementales están en términos
de porcentaje en
peso:
2.2 < Al +
0.56Ti + 0.29Nb <
2.9
6.5 < Mo +
0.52W <
9.5
2. La aleación a base de
níquel-cromo-cobalto de la
reivindicación 1, en donde la aleación es una forma forjada
seleccionada del grupo que consiste de láminas, placas, barras,
alambres, tuberías, tubos, y forjas.
3. La aleación a base de
níquel-cromo-cobalto de la
reivindicación 1, en donde la aleación está en forma de fundido.
4. La aleación a base de
níquel-cromo-cobalto de la
reivindicación 1, en donde la aleación se ha formado por
rociado.
5. La aleación a base de
níquel-cromo-cobalto de la
reivindicación 1, en donde la aleación es una forma de metalurgia en
polvo.
\newpage
6. Una aleación a base de
níquel-cromo-cobalto, de acuerdo con
una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, que tiene una
composición que consiste en porcentaje en peso de:
\vskip1.000000\baselineskip
con un balance de níquel e
impurezas, la aleación además satisface la siguiente relación .
composicional definida con cantidades elementales que están en
términos de porcentaje en
peso:
2.35 < Al +
0.56Ti + 0.29Nb <
2.84
7.1 < Mo +
0.52W
<9.3
7. La aleación a base de
níquel-cromo-cobalto de la
reivindicación 1 o 6, en donde la aleación se forma como un
componente para un motor de turbina a gas.
8. Un motor de turbina a gas del tipo que tiene
una pluralidad de componentes de metal en donde al menos uno de los
componentes de metal consiste de una aleación de acuerdo con las
reivindicaciones 1 o 6.
9. El motor de turbina a gas mejorado de acuerdo
con la reivindicación 9, en donde , al menos uno de los componentes
de metal es un ducto de transición.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US934920 | 1992-08-25 | ||
US10/934,920 US20060051234A1 (en) | 2004-09-03 | 2004-09-03 | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
ES2335503T3 true ES2335503T3 (es) | 2010-03-29 |
Family
ID=35198601
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES05018830T Active ES2335503T3 (es) | 2004-09-03 | 2005-08-30 | Aleacion de ni-cr-co-mo para motores avanzados de turbina de gas. |
Country Status (16)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20060051234A1 (es) |
EP (1) | EP1640465B1 (es) |
JP (1) | JP4861651B2 (es) |
KR (1) | KR100788527B1 (es) |
CN (2) | CN1743483A (es) |
AT (1) | ATE447048T1 (es) |
AU (1) | AU2005205736B2 (es) |
CA (1) | CA2517056A1 (es) |
DE (1) | DE602005017338D1 (es) |
DK (1) | DK1640465T3 (es) |
ES (1) | ES2335503T3 (es) |
GB (1) | GB2417729B (es) |
MX (1) | MXPA05009401A (es) |
PL (1) | PL1640465T3 (es) |
RU (1) | RU2377336C2 (es) |
TW (1) | TWI359870B (es) |
Families Citing this family (64)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SE528807C2 (sv) * | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
DE502005005347D1 (de) * | 2005-10-24 | 2008-10-23 | Siemens Ag | Schweißzusatzwerkstoff, Verwendung des Schweißzusatzwerkstoffes und Verfahren zum Schweißen |
EP1835040A1 (de) * | 2006-03-17 | 2007-09-19 | Siemens Aktiengesellschaft | Schweisszusatzwekstoff, Verwendung des Schweisszusatzwekstoffes, Verfahren zum Schweissen und Bauteil |
JP5201708B2 (ja) * | 2006-04-14 | 2013-06-05 | 三菱マテリアル株式会社 | Ni基耐熱合金溶接用ワイヤー |
JP5147037B2 (ja) * | 2006-04-14 | 2013-02-20 | 三菱マテリアル株式会社 | ガスタービン燃焼器用Ni基耐熱合金 |
JP4805803B2 (ja) * | 2006-12-19 | 2011-11-02 | 株式会社東芝 | Ni基合金およびタービンロータ |
US8506883B2 (en) * | 2007-12-12 | 2013-08-13 | Haynes International, Inc. | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium-aluminum alloy |
JP5232492B2 (ja) * | 2008-02-13 | 2013-07-10 | 株式会社日本製鋼所 | 偏析性に優れたNi基超合金 |
EP2103700A1 (en) * | 2008-03-14 | 2009-09-23 | Siemens Aktiengesellschaft | Nickel base alloy and use of it, turbine blade or vane and gas turbine |
JP5254693B2 (ja) * | 2008-07-30 | 2013-08-07 | 三菱重工業株式会社 | Ni基合金用溶接材料 |
KR101291419B1 (ko) * | 2008-10-02 | 2013-07-30 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Ni기 내열 합금 |
JP2010150585A (ja) * | 2008-12-24 | 2010-07-08 | Toshiba Corp | 高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用のNi基合金、蒸気タービンのタービンケーシング、蒸気タービンのバルブケーシング、および蒸気タービンのノズルボックス、および蒸気タービンの配管 |
JP5127749B2 (ja) * | 2009-03-18 | 2013-01-23 | 株式会社東芝 | 蒸気タービンのタービンロータ用Ni基合金およびそれを用いた蒸気タービンのタービンロータ |
JP2010249050A (ja) * | 2009-04-16 | 2010-11-04 | Toshiba Corp | 蒸気タービンおよび蒸気タービン設備 |
FR2949234B1 (fr) * | 2009-08-20 | 2011-09-09 | Aubert & Duval Sa | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce suparalliage |
JP5550298B2 (ja) * | 2009-10-05 | 2014-07-16 | 株式会社東芝 | 蒸気タービンの鍛造部品用のNi基合金、蒸気タービンのタービンロータ、蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの静翼、蒸気タービン用螺合部材、および蒸気タービン用配管 |
ES2533429T3 (es) | 2009-12-10 | 2015-04-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Aleaciones austeníticas resistentes al calor |
JP5572842B2 (ja) * | 2010-11-30 | 2014-08-20 | 独立行政法人日本原子力研究開発機構 | 析出強化型Ni基耐熱合金およびその製造方法 |
JP5792500B2 (ja) * | 2011-04-11 | 2015-10-14 | 株式会社日本製鋼所 | Ni基超合金材およびタービンロータ |
ITMI20110830A1 (it) * | 2011-05-12 | 2012-11-13 | Alstom Technology Ltd | Valvola per una turbina a vapore 700 c |
EP2546021A1 (de) * | 2011-07-12 | 2013-01-16 | Siemens Aktiengesellschaft | Nickelbasierte Legierung, Verwendung und Verfahren |
CN103160709A (zh) * | 2011-12-12 | 2013-06-19 | 北京有色金属研究总院 | 一种刷密封用高性能合金刷丝及其制备方法 |
JP5919980B2 (ja) * | 2012-04-06 | 2016-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ni基耐熱合金 |
JP2014005528A (ja) * | 2012-05-29 | 2014-01-16 | Toshiba Corp | Ni基耐熱合金およびタービン用部品 |
JP5981251B2 (ja) * | 2012-07-20 | 2016-08-31 | 株式会社東芝 | 鍛造用Ni基合金および鍛造部品 |
JP5743161B2 (ja) * | 2012-09-24 | 2015-07-01 | 株式会社日本製鋼所 | 耐Mg溶損特性に優れた被覆構造材 |
JP6012454B2 (ja) * | 2012-12-21 | 2016-10-25 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 鍛造部材並びにこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ及び蒸気タービンボルト |
KR101476145B1 (ko) * | 2012-12-21 | 2014-12-24 | 한국기계연구원 | 도재 금속간 접합 특성과 기계적 특성이 우수한 니켈-크롬-코발트계 도재소부용 합금 |
JP5601607B1 (ja) * | 2013-02-13 | 2014-10-08 | 日立金属株式会社 | 金属粉末、熱間加工用工具および熱間加工用工具の製造方法 |
US9346101B2 (en) | 2013-03-15 | 2016-05-24 | Kennametal Inc. | Cladded articles and methods of making the same |
US9862029B2 (en) | 2013-03-15 | 2018-01-09 | Kennametal Inc | Methods of making metal matrix composite and alloy articles |
CN105143481B (zh) * | 2013-03-15 | 2018-11-30 | 海恩斯国际公司 | 可制作的高强度抗氧化Ni-Cr-Co-Mo-Al合金 |
JP6393993B2 (ja) * | 2013-07-12 | 2018-09-26 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温強度に優れた熱間鍛造可能なNi基超合金 |
JP6223743B2 (ja) * | 2013-08-07 | 2017-11-01 | 株式会社東芝 | Ni基合金の製造方法 |
DE102014200121A1 (de) * | 2014-01-08 | 2015-07-09 | Siemens Aktiengesellschaft | Manganhaltige Hochtemperaturlotlegierung auf Kobaltbasis, Pulver, Bauteil und Lotverfahren |
RU2538054C1 (ru) * | 2014-02-19 | 2015-01-10 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления лопаток газотурбинных установок |
RU2542195C1 (ru) * | 2014-02-19 | 2015-02-20 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для литья сопловых лопаток с равноосной структурой газотурбинных установок |
RU2542194C1 (ru) * | 2014-02-19 | 2015-02-20 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок |
CN103924126B (zh) * | 2014-04-24 | 2016-07-13 | 四川六合锻造股份有限公司 | 一种高温合金材料及其制备方法 |
RU2570130C1 (ru) * | 2014-06-11 | 2015-12-10 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для литья лопаток газотурбинных установок |
CN104087769B (zh) * | 2014-06-25 | 2017-02-15 | 盐城市鑫洋电热材料有限公司 | 一种改善镍基电热合金性能的方法 |
RU2564653C1 (ru) * | 2014-08-08 | 2015-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Научно-производственное объединение "Защитные покрытия" | Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления и ремонта лопаток газотурбинных установок |
EP3202931B1 (en) * | 2014-09-29 | 2020-03-11 | Hitachi Metals, Ltd. | Ni BASED SUPERHEAT-RESISTANT ALLOY |
CN104862533B (zh) * | 2015-04-26 | 2016-08-17 | 北京金恒博远冶金技术发展有限公司 | 发动机涡轮用高温合金材料及其制备方法 |
JP6499546B2 (ja) * | 2015-08-12 | 2019-04-10 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 積層造形用Ni基超合金粉末 |
CN106676331B (zh) * | 2016-12-22 | 2018-10-09 | 钢铁研究总院 | 一种耐高温高弹镍铬合金带材及其制备方法 |
US11117208B2 (en) | 2017-03-21 | 2021-09-14 | Kennametal Inc. | Imparting wear resistance to superalloy articles |
US20180305792A1 (en) * | 2017-04-21 | 2018-10-25 | Crs Holdings, Inc. | Precipitation Hardenable Cobalt-Nickel Base Superalloy And Article Made Therefrom |
JP7431730B2 (ja) * | 2017-11-10 | 2024-02-15 | ヘインズ インターナショナル,インコーポレーテッド | Ni-Cr-Co-Mo-Ti-Al合金の延性を向上させるための熱処理 |
WO2019099719A1 (en) * | 2017-11-16 | 2019-05-23 | Arconic Inc. | Cobalt-chromium-aluminum alloys, and methods for producing the same |
KR102114253B1 (ko) * | 2018-02-26 | 2020-05-22 | 한국기계연구원 | 크리프 강도가 우수한 Ni계 초내열합금 및 그 제조방법 |
CN108330335A (zh) * | 2018-03-15 | 2018-07-27 | 江苏理工学院 | 一种高温耐热合金及其制造工艺 |
CN108441705B (zh) * | 2018-03-16 | 2020-06-09 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种高强度镍基变形高温合金及其制备方法 |
RU2674274C1 (ru) * | 2018-03-22 | 2018-12-06 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный литейный сплав на основе никеля и изделие, выполненное из него |
KR102139177B1 (ko) * | 2018-03-28 | 2020-07-30 | 한국기계연구원 | 크립 특성이 우수한 단련용 니켈기 초내열합금 및 이의 제조방법 |
DE102018208736A1 (de) * | 2018-06-04 | 2019-12-05 | Siemens Aktiengesellschaft | Y, Y' gehärtete Kobalt-Nickel-Basislegierung, Pulver, Komponente und Verfahren |
CN110551920B (zh) * | 2019-08-30 | 2020-11-17 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法 |
CN111636013A (zh) * | 2020-06-12 | 2020-09-08 | 江苏银环精密钢管有限公司 | 一种新型电站用镍铬钴钼高温合金无缝管及制造方法 |
CN114196854B (zh) * | 2020-09-02 | 2022-07-15 | 宝武特种冶金有限公司 | 一种高强度难变形镍基高温合金及其制备方法 |
CN112575228B (zh) * | 2020-11-12 | 2021-09-03 | 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 | 抗蠕变、长寿命镍基变形高温合金及其制备方法和应用 |
CN113046600A (zh) * | 2021-03-15 | 2021-06-29 | 瑞安市石化机械厂 | 一种Incone625合金材料及其在高强度细长轴上的运用 |
CN114032421B (zh) * | 2022-01-07 | 2022-04-08 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种增材制造用镍基高温合金、镍基高温合金粉末材料和制品 |
CN115505788B (zh) * | 2022-09-20 | 2023-06-27 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种抗应变时效开裂的镍基高温合金及其制备方法和应用 |
CN116676510B (zh) * | 2023-05-22 | 2024-04-19 | 烟台大学 | 一种镍钴基铸造多晶高温合金材料及其制备方法 |
Family Cites Families (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US2048167A (en) * | 1936-04-11 | 1936-07-21 | Int Nickel Co | Nickel-chromium-iron-titanium alloys |
US2515185A (en) * | 1943-02-25 | 1950-07-18 | Int Nickel Co | Age hardenable nickel alloy |
US2570193A (en) * | 1946-04-09 | 1951-10-09 | Int Nickel Co | High-temperature alloys and articles |
US2712498A (en) * | 1948-06-01 | 1955-07-05 | Rolls Royce | Nickel chromium alloys having high creep strength at high temperatures |
US2688536A (en) * | 1951-01-27 | 1954-09-07 | Gen Motors Corp | High-temperature creep resistant alloy |
US2747993A (en) * | 1951-12-26 | 1956-05-29 | Gen Electric | High temperature nickel-base alloy |
US2793950A (en) * | 1953-07-03 | 1957-05-28 | Union Carbide & Carbon Corp | Heat-resistant nickel-base sheet alloy |
US2805154A (en) * | 1953-11-02 | 1957-09-03 | Nat Res Corp | Nickel-base alloy |
US2809110A (en) * | 1954-08-05 | 1957-10-08 | Utica Drop Forge & Tool Corp | Alloy for high temperature applications |
US3047381A (en) * | 1958-02-03 | 1962-07-31 | Gen Motors Corp | High temperature heat and creep resistant alloy |
US2945758A (en) * | 1958-02-17 | 1960-07-19 | Gen Electric | Nickel base alloys |
GB880805A (en) * | 1958-11-26 | 1961-10-25 | Rolls Royce | Nickel-chromium-cobalt alloys |
US3065072A (en) * | 1959-04-02 | 1962-11-20 | Int Nickel Co | Alloys with a nickel-chromium base |
GB919709A (en) * | 1960-03-15 | 1963-02-27 | Mond Nickel Co Ltd | Improvements in nickel-chromium-cobalt alloys |
US3094414A (en) * | 1960-03-15 | 1963-06-18 | Int Nickel Co | Nickel-chromium alloy |
US3107167A (en) * | 1961-04-07 | 1963-10-15 | Special Metals Inc | Hot workable nickel base alloy |
GB956405A (en) * | 1961-11-21 | 1964-04-29 | Mond Nickel Co Ltd | Improvements relating to nickel-chromium-cobalt alloys |
DE1213618B (de) * | 1961-11-21 | 1966-03-31 | Int Nickel Ltd | Verwendung einer Nickel-Chrom-Kobalt-Legierung als Werkstoff fuer gut verform- und schweissbare Bleche |
US3390023A (en) * | 1965-02-04 | 1968-06-25 | North American Rockwell | Method of heat treating age-hardenable alloys |
GB1029609A (en) * | 1965-04-07 | 1966-05-18 | Rolls Royce | Nickel-chromium-molybdenum-cobalt alloy |
GB1070099A (en) * | 1965-06-25 | 1967-05-24 | Int Nickel Ltd | Welding high-temperature alloys |
GB1190047A (en) * | 1967-08-18 | 1970-04-29 | Int Nickel Ltd | Nickel-Chromium-Iron Alloys |
JPH01129942A (ja) * | 1987-11-13 | 1989-05-23 | Daido Steel Co Ltd | 熱間加工性に優れたNi基合金 |
JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ni基超耐熱合金およびその製造方法 |
JPH06172900A (ja) * | 1992-12-09 | 1994-06-21 | Hitachi Metals Ltd | 樹脂成形用スクリュ材 |
KR100336803B1 (ko) * | 1994-06-20 | 2002-11-14 | 유나이티드 테크놀로지스 코포레이션 | 우수한 내산화성을 가지는 다결정질 니켈초합금 |
AU1565797A (en) * | 1995-12-21 | 1997-07-17 | Teledyne Industries, Inc. | Stress rupture properties of nickel-chromium-cobalt alloys by adjustment of the levels of phosphorus and boron |
JPH09268337A (ja) * | 1996-04-03 | 1997-10-14 | Hitachi Metals Ltd | 鍛造製高耐食超耐熱合金 |
JP3371423B2 (ja) * | 1999-01-28 | 2003-01-27 | 住友電気工業株式会社 | 耐熱合金線 |
JP2004190060A (ja) * | 2002-12-09 | 2004-07-08 | Hitachi Metals Ltd | エンジンバルブ用耐熱合金 |
-
2004
- 2004-09-03 US US10/934,920 patent/US20060051234A1/en not_active Abandoned
-
2005
- 2005-05-26 TW TW094117291A patent/TWI359870B/zh active
- 2005-06-08 RU RU2005117714/02A patent/RU2377336C2/ru active
- 2005-06-17 CN CNA2005100781613A patent/CN1743483A/zh active Pending
- 2005-06-17 CN CN201210057737.8A patent/CN102586652B/zh active Active
- 2005-07-15 JP JP2005206381A patent/JP4861651B2/ja active Active
- 2005-08-24 CA CA002517056A patent/CA2517056A1/en not_active Abandoned
- 2005-08-30 EP EP05018830A patent/EP1640465B1/en active Active
- 2005-08-30 ES ES05018830T patent/ES2335503T3/es active Active
- 2005-08-30 DK DK05018830.9T patent/DK1640465T3/da active
- 2005-08-30 PL PL05018830T patent/PL1640465T3/pl unknown
- 2005-08-30 AT AT05018830T patent/ATE447048T1/de active
- 2005-08-30 DE DE602005017338T patent/DE602005017338D1/de active Active
- 2005-08-31 GB GB0517657A patent/GB2417729B/en active Active
- 2005-08-31 AU AU2005205736A patent/AU2005205736B2/en active Active
- 2005-09-02 MX MXPA05009401A patent/MXPA05009401A/es active IP Right Grant
- 2005-09-02 KR KR1020050081625A patent/KR100788527B1/ko active IP Right Grant
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
TWI359870B (en) | 2012-03-11 |
CN1743483A (zh) | 2006-03-08 |
EP1640465A3 (en) | 2006-04-05 |
JP4861651B2 (ja) | 2012-01-25 |
TW200609359A (en) | 2006-03-16 |
CA2517056A1 (en) | 2006-03-03 |
GB2417729A (en) | 2006-03-08 |
DK1640465T3 (da) | 2010-03-01 |
ATE447048T1 (de) | 2009-11-15 |
DE602005017338D1 (de) | 2009-12-10 |
RU2377336C2 (ru) | 2009-12-27 |
PL1640465T3 (pl) | 2010-06-30 |
MXPA05009401A (es) | 2006-03-07 |
EP1640465A2 (en) | 2006-03-29 |
KR100788527B1 (ko) | 2007-12-24 |
CN102586652A (zh) | 2012-07-18 |
AU2005205736B2 (en) | 2012-02-23 |
EP1640465B1 (en) | 2009-10-28 |
GB2417729B (en) | 2008-01-16 |
GB0517657D0 (en) | 2005-10-05 |
CN102586652B (zh) | 2016-05-11 |
US20060051234A1 (en) | 2006-03-09 |
RU2005117714A (ru) | 2006-12-20 |
AU2005205736A1 (en) | 2006-03-23 |
JP2006070360A (ja) | 2006-03-16 |
KR20060050963A (ko) | 2006-05-19 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
ES2335503T3 (es) | Aleacion de ni-cr-co-mo para motores avanzados de turbina de gas. | |
US8066938B2 (en) | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines | |
KR102239474B1 (ko) | 가공 가능한, 고강도, 내산화성 Ni-Cr-Co-Mo-Al 합금 | |
JP6370391B2 (ja) | 耐摩耗性、耐クリープ性、耐腐食性、及び加工性が良好な、硬化性ニッケル・クロム・鉄・チタン・アルミニウム合金 | |
US8545643B2 (en) | High temperature low thermal expansion Ni-Mo-Cr alloy | |
BR112016011895B1 (pt) | Liga forjável de níquel-cromo-cobalto-titânio-alumínio endurecedora, eseus usos | |
US20130266477A1 (en) | Alumina Forming Iron Base Superalloy | |
JP2000256770A (ja) | 低熱膨張Ni基超合金 | |
JPH06500361A (ja) | 制御熱膨張合金及びそれにより製造された製品 | |
KR101601207B1 (ko) | 니켈계 초내열 합금 및 이의 제조방법 | |
US5997809A (en) | Alloys for high temperature service in aggressive environments | |
JP2004107777A (ja) | オーステナイト系耐熱合金とその製造方法および蒸気タービン部品 | |
CA2560147C (en) | Ni-cr-co alloy for advanced gas turbine engines | |
US20220220582A1 (en) | High strength thermally stable nickel-base alloys | |
US20180002784A1 (en) | Ni-BASED ALLOY HAVING EXCELLENT HIGH-TEMPERATURE CREEP CHARACTERISTICS, AND GAS TURBINE MEMBER USING THE SAME |