NO162728B - Fremgangsmaate for fremstilling av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn. - Google Patents
Fremgangsmaate for fremstilling av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn. Download PDFInfo
- Publication number
- NO162728B NO162728B NO842985A NO842985A NO162728B NO 162728 B NO162728 B NO 162728B NO 842985 A NO842985 A NO 842985A NO 842985 A NO842985 A NO 842985A NO 162728 B NO162728 B NO 162728B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- alloys
- coarse
- grains
- comb
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 16
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 title description 5
- 240000008042 Zea mays Species 0.000 title 1
- 235000005824 Zea mays ssp. parviglumis Nutrition 0.000 title 1
- 235000002017 Zea mays subsp mays Nutrition 0.000 title 1
- 235000005822 corn Nutrition 0.000 title 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 6
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 claims 2
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 claims 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 86
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 85
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 15
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 13
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 12
- 229910001293 incoloy Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 11
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 10
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 8
- 229910001026 inconel Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 7
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 6
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 229910000856 hastalloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 4
- 238000009692 water atomization Methods 0.000 description 4
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N Titan oxide Chemical compound O=[Ti]=O GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 235000012438 extruded product Nutrition 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- AMWRITDGCCNYAT-UHFFFAOYSA-L hydroxy(oxo)manganese;manganese Chemical compound [Mn].O[Mn]=O.O[Mn]=O AMWRITDGCCNYAT-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001175 oxide dispersion-strengthened alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000005029 sieve analysis Methods 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910010413 TiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- WGLPBDUCMAPZCE-UHFFFAOYSA-N Trioxochromium Chemical compound O=[Cr](=O)=O WGLPBDUCMAPZCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVYYOKWPCQYKEY-UHFFFAOYSA-N [Fe].[Co] Chemical compound [Fe].[Co] QVYYOKWPCQYKEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000423 chromium oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 239000011888 foil Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000009689 gas atomisation Methods 0.000 description 1
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005461 lubrication Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000005551 mechanical alloying Methods 0.000 description 1
- 238000010297 mechanical methods and process Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910000480 nickel oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- SIWVEOZUMHYXCS-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoyttriooxy)yttrium Chemical compound O=[Y]O[Y]=O SIWVEOZUMHYXCS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GNRSAWUEBMWBQH-UHFFFAOYSA-N oxonickel Chemical compound [Ni]=O GNRSAWUEBMWBQH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000008188 pellet Substances 0.000 description 1
- 108090000623 proteins and genes Proteins 0.000 description 1
- 238000004445 quantitative analysis Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 1
- 235000012239 silicon dioxide Nutrition 0.000 description 1
- 239000000377 silicon dioxide Substances 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 239000004408 titanium dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
- F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
- F28F21/081—Heat exchange elements made from metals or metal alloys
- F28F21/087—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from nickel or nickel alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/12—Both compacting and sintering
- B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
- C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
- C22C32/0026—Matrix based on Ni, Co, Cr or alloys thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
Description
Denne oppfinnelse angår en fremgangsmåte for frem-
stilling av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn.
Generelt sagt er egenskapene hos varmeresistente
legeringer og super-legeringer som oppviser spesielt gode mekaniske egenskaper og resistens mot kjemisk angrep ved for-høyede temperaturer, sterkt påvirket av legeringens korn-størrelse. Ved relativt lav temperatur er små kornstørrelser akseptable. Ved temperaturer på ca. 870°C og derover skjer det imidlertid en hurtigere signing i finkornede materialer enn i grovkornede. Følgelig foretrekkes vanligvis grov-
kornede materialer for anvendelser hvor materialet påkjennes ved forhøyede temperaturer, idet svikt i alminnelighet inn-treffer ved de korngrenser som er orientert perpendikulært på den anvendte påkjenningsretning. Forsøk er blitt gjort på å forbedre sige-egenskapene hos legeringer ved å gjøre kornene mer langstrakte og således tilveiebringe færre korngrenser på tvers av påkjenningsaksen. Derved forbedres legeringens temperatur-karakteristika.
En fremgangsmåte til fremstilling av denne ønskelige matriks (grunnmasse) inneholdende grove, langstrakte korn er den mekaniske legeringsprosess som er beskrevet i blant annet de britiske patenter nr. 1 265 343 og 1 298 944. Oksyd-dispersjonsforsterkede mekaniske legeringer oppviser høy bruddspenning ved høye temperaturer på grunn av stabile oksyd-partikler i matriksen med de grove langstrakte korn. Slike legeringer er imidlertid meget kostbare å fremstille og kan ha egenskaper som overgår det som brukeren fordrer.
Mange patenter, herunder eksempelvis US-patent 3 655 458,
3 639 179 og 3 524 744, beskriver atomiseringsprosesser for
fremstilling av super-legeringer og varmeresistente legeringer. Disse prosesser utføres i en inert gass, hvor luft og/eller
vann er utelukket, hvorved opptak av oksygen i legeringene unngåes.
Den foreliggende oppfinnelse er basert på den oppdagelse
at anvendelse av vann-atomiserings-prosesser muliggjør fremstilling av legeringer med regulert oksydinnhold ved. relativt billig pulver-metallurgi, hvorved anvendelse av hensikts-messige termomekaniske prosesseringstrinn resulterer i en
legering som har en struktur inneholdende grove langstrakte korn og som har gode egenskaper ved høye temperaturer,
spesielt med hensyn til sigefasthet.
Oppfinnelsen angår en fremgangsmåte til fremstilling
av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn, omfattende fremstilling av legeringen i pulverform og ekstrudering av pulveret til et produkt, hvilken legering i det minste innbefatter nikkel, krom, jern, karakterisert ved at pulveret dannes ved en vannatomiseringsprosess under hvilken oksygen innføres i legeringen, og at det ekstruderte produkt varmvalses i en retning hovedsakelig parallelt med ekstruderingsretningen, og pro-dukter deretter glødes slik at rekrystallisasjon kan finne sted, hvorved en struktur med grove langstrakte korn oppnås.
Oppfinnelsen kan anvendes på nikkel-, kobolt- og jern-holdige legeringer for å forbedre styrke- og brudd-egenskapene ved høye temperaturer. Med spesielt gode resultater er fremgangsmåten blitt anvendt på legeringer basert på de konvensjonelt fremstilte legeringer som er kjent under navnet "INCOLOY" 800 og "HASTELLOY" X. ("INCOLOY" er et varemerke tilhørende Inco-familien av selskaper, og "HASTELLOY" er et varemerke tilhørende Cabot Corporation). Anvendelse av fremgangsmåten på disse legeringer gir en struktur som viser grove langstrakte korn i knaproduktet og gode egenskaper med hensyn til styrke og sigemotstand ved høye temperaturer.
Det antas at ovennevnte grovkornede struktur oppstår
fordi legeringspulveret blir oksydert under vann-atomisering, idet oksygenet tilføres av vannet. Dette resulterer i stabile oksyder såsom aluminiumoksyd og titandioksyd og ustabile oksyder, såsom nikkeloksyd, manganoksyd, silisiumdioksyd og kromoksyd. Under de påfølgende termomekaniske prosesseringstrinn blir disse oksyder fordelt ganske jevnt gjennom hele legeringsgrunnmassen. Disse oksyder kan ha tendens til å inhibere den dynamiske avfastning eller rekrystallisasjon som normalt ville være ventet under prosessering av "renere" legeringstyper såsom konvensjonelt støpte og knadde legeringer eller inertgass-atomiserte pulverlegeringer. De resulterende vann-atomiserte, konsoliderte og knadde barrer menes å ha,
før glødning, en fin kornstørrelse og er i en energi-tilstand som begunstiger rekrystallisasjon til grove korn ved opp-
varmning til en tilstrekkelig høy temperatur. Videre har de dispergerte oksyder tendens til å inhibere rekrystallisasjon under glødningen inntil korngrensene oppnår tilstrekkelig termisk energi til å gå forbi dem. Ennvidere synes ensrettet bearbeidelse å virke til at oksydene strekkes ut i bearbeidelsesretningen, hvorved kornvekst i retningen perpendikulært på bearbeidelsesretningen hindres, hvilket derfor resulterer i en struktur som viser grove langstrakte korn.
Innholdet av oksygen i det ekstruderte produkt er en
viktig faktor ved fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse. Dette er i sin tur avhengig av at innholdet av desoksyderende metaller, såsom titan og aluminium, i legerings-materialet er lavt. Det menes at oksygeninnhold over 0,23 %
og fortrinnsvis minst 0,27 % er påkrevet. Et for høyt oksygeninnhold kan imidlertid være ufordelaktig, og det foretrekkes at oksygeninnholdet ikke vesentlig overstiger 0,38 %. Videre bør aluminiuminnholdet fortrinnvis holdes under 0,3 %, og titaninnholdet bør være så lavt som mulig, fortrinnsvis fraværende, men iallfall under 0,3 %. Det foretrekkes også at legeringene inneholder små tilsetninger av mangan og silisium, fortrinnsvis 0,46-1,5 % mangan og 0,25-1 % silisium. Fore-trukne legeringer inneholder også en liten tilsetning av yttrium, opptil 0,05 %.
Med en legering som har en struktur som viser langstrakte grove korn, menes i det foreliggende en legering som har et korn-sideforhold større enn 1:1 og fortrinnsvis større enn 10:1. Legeringen vil oppvise mellom 2 og 6 korn over et 0,64 cm longitudinelt platetverrsnitt.
Til ytterligere belysning av oppfinnelsen skal det nå beskrives noen eksempler, idet det vises til tegningsfigurene. Fig. 1 er et flytskjema vedrørende fremgangmåten ifølge oppfinnelsen.
Fig. 2 viser en sammenligning mellom strekkegenskapene
hos legeringer ifølge oppfinnelsen og en eksisterende konvensjonelt bearbeidet legering.
Fig. 3 viser en sammenligning mellom sigeegenskapene
hos legeringer ifølge oppfinnelsen og to eksisterende, konvensjonelt bearbeidede legeringer.
Fig. 4 viser en sammenligning mellom sigeegenskapene
hos legeringer ifølge oppfinnelsen etter 1000 timers på-kjenning og to konvensjonelt bearbeidede legeringer og to
mekanisk legerte materialer.
Fig. 1 viser et flytskjema som illustrerer fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse. Legeringens bestanddeler vann-atomiseres under dannelse av et pulver, pulveret omgis med et hylster og blir så ekstrudert. Det ekstruderte produkt varmvalses i en retning parallelt med ekstruderingsretningen. Etter at hylsteret er fjernet, rekrystalliseres produktet ved glødning. Alternativt kan produktet kaldvalses etter varm-valsingen og deretter glødes.
Eksempel 1
Dette eksempel beskriver anvendelse av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen på legeringer basert på den konvensjonelle knalegering "INCOLOY" 800. Denne legering, som er en høy-temperatur-legering med god styrke og karbureringsmotstand, har den nominelle sammensetning, i vekt%:
Syv smelter som hadde lignende sammensetninger, men
med varierende innhold av mangan, silisium, aluminium, titan og yttrium, ble luft-induksjonssmeltet under et dekke av argon og deretter vann-atomisert. Den anvendte smelte-praksis var å smelte elektrolytisk jern, nikkel-pellet-, karbonstaver og krom av vakuum-kvalitet og med lavt karbon-innhold ved 1593;°C i 5 minutter og deretter kjøle til 1510°C før tilsetning av desoksydasjonsmidler hvis slike
ble anvendt. Disse var eventuelt elektrolytisk mangan ,. silisium-metall, aluminium-stangmateriale eller titan-svamp. Etter at tilsetningene var smeltet, ble blandingen holdt ved 1510°C i 2 minutter. En tilsetning av "INCOCAL" 10 (registrert varemerke) ble så tilsatt som desoksydasjonsmiddel og svovel-fjerningsmiddel. Yttrium ble så eventuelt tilsatt. Legeringen ble ved 1510°C hellet over i en mellomtrakt, som var for-
varmet til ca. 1093°C, og ble deretter vannatomisert. Leger-ingenes sammensetning er angitt i tabell IA og siktanalysen i tabell IB. j
Pulverene ble siktet for fjerning av grove partikler (større enn 420 um), og de atomiserte pulvere ble pakket i ekstruderingshylstere av bløtt stål, hvilke ble evakuert ved 816°C i 3 timer og forseglet. Tre ytterligere hylstere, betegnet 2-W, B-W og C-W, ble forseglet i luft. Porsjoner av hver smelte ble deretter ekstrudert under fire forskjellige ekstruderingsbetingelser som angitt i tabell II.
Hylstrene ble oppvarmet i 3 timer ved ekstruderings-temperaturen før ekstruderingen. Smøring ble oppnådd ved hjelp av et glass-overtrekk på dyse-overflaten og olje i ekstrusjonskammeret og et glass-omslag på det oppvarmede hylster. Strupe-innstillingen var 30 %. Hylsterdimensjonene ble ikke tatt i betraktning ved beregningen av ekstruderings-forholdet.
Hver ekstrudert barre ble delt i tre seksjoner og varmvalset parallelt med ekstruderingsretningen ved tre forskjellige temperaturer - 788, 954 og 1037°C etter forvarmning i 1 time ved valsetemperaturen. Barrene ble valset fra 1,9 cm under anvendelse av to valsestikk: 1,3 cm og deretter 1,0 cm uten gjenoppvarmning. Det termomekaniske prosesseringstrinn voldte ingen problemer. De valsede barrer ble så sandblåst og beiset for fjerning av hylster-materialet. Deretter ble barrene gitt en rekrystallisasjonsglødning ved 1316°C under argon i 0,5 time og luftkjølt. Effekten av kjemisk sammensetning på mikrostrukturen er gitt i tabell III.
Anm.: Prosesseringsbetingelser: Ekstrudert ved 1066°C,
Forhold 8:1, varmvalset ved 788°C, glødet en halv
time ved 1316°C og luftkjølt.
Smeltene 1 og 2, som var meget like med hensyn til
kjemisk sammensetning, bortsett fra et innhold på 0,036 % Y
i smelte 2, hadde begge langstrakte grove korn i strukturen,
med tilfeldige striper og mange findispergerte partikler under disse termomekaniske prosesseringsbetingelser. Smelte C hadde et noe høyere Al- og Ti-innhold enn smelte 1 og ut-
viklet den grove struktur med langstrakte korn bare i endene på de varmvalsede og glødede barrer, mens den sentrale del var like-akset. Smelte D hadde noenlunde samme kjemiske sammensetning som smelte C, men var uten Mn og Si og var like-akset. Smeltene A og B med høyt Al- og Ti-innhold og således lavt O-j-innhold hadde en meget fin like-akset struktur. Det vil sees at de fleste ønskelige egenskaper oppnåes hos legeringer som inneholder Mn og Si med lavt inn-
hold av Al og Ti og høyt C^-innhold (fortrinnsvis 0,32 til 0,38 %).
Resultater for smelte 2 med varierende TMP-kombinasjoner viste at dannelsen av den ønskede struktur med langstrakte grove korn optimaliseres ved en kombinasjon av høy ekstruderings-temperatur (ca. 1066°C), lavt ekstruderingsforhold (8:1) og lav valsetemperatur (788°C). Mellom 2 og 6 korn ble typisk funnet over tykkelsen av en longitudinell seksjon, 0,64 cm,
av de varmvalsede plater som oppviste den nevnte grovkornede struktur. Formen på kornene var plate-lignende heller enn stav-lignende, med korn hvis sideforhold i alminnelighet var større enn 10:1 i den longitudinelle retning.
Folier for transmissjons-elektronmikroskopi ble frem-
stilt av de varmvalsede og glødede barrer fra smelter 1 og 2
for bestemmelse av fordelingen av de dispergerte grove langstrakte korn i strukturen. Dislokasjoner sammenfiltret med inneslutninger var til stede i mikrostrukturen. De kantete inneslutninger, som også sees i legering "INCOLOY" 800, er blitt identifisert som titanrike, mens de små partikler som ble observert i smelter 1 og 2, som var altfor små for kvantitativ analyse, sannsynligvis er en kombinasjon av oksyder, innbefattende Al20-j, Ti02 og Y2°3" Dette spor av finpartiklet dispersjon i P/M-legeringen synes å være mindre
ensartet enn i de oksyd-dispersjonsforsterkede legeringer som fremstilles ved mekaniske metoder. (P/M = pulvermetallurgi).
Tre glødede barrer, en fra smelte 1 og to fra smelte 2
(den ene av disse var fremstilt uten evakuering av ekstruderings-hylsteret) som oppviste den grove retningsbestemte korn-struktur, ble underkastet ytterligere testing.
Runde barrer med en diameter på 0,3 5 cm og en lengde på
1,9 cm for strekkprøvning og sigefasthetsprøvning ble maski.ne_r.t- - både i longitudinell og transversell orientering ut fra de glødede barrer. Strekkforsøkene ble utført både ved romtemperatur og forhøyede temperaturer, 871, 982 og 1093°C. Sigefasthetsforsøkene ble utført ved de samme temperaturer.
Oksydasjonsmotstanden ble målt ved 1100°C over et tids-
rom på 504 timer. Testen var cyklisk av natur, idet prøve-stykkene ble kjølt hurtig til romtemperatur og veiet daglig. Omgivelsene var luft med lav hastighet inneholdende 5 % H20. Etter de avsluttende vektmålinger ble prøvene avskallet ved
lett blåsing med A^O-^-sand, og vekten etter avskallingen ble målt.
Forsøk vedrørende sulfideringsmotstanden ble utført ved 982°C. Også denne test var cyklisk av natur, idet prøve-stykkene ble kjølt hurtig til romtemperatur og veiet daglig.
Omgivelsene var H20 med 4 5 % C02 og 1,0 % H2S ved en gass-strømningshastighet på 500 cm3/min. Den første syklus i
forsøket ble utført uten H2S, slik at prøvens overflate ble oksydert. Testen ble stanset når prøvestykkene var sterkt korrodert ved slutten av en syklus.
Resultatene fra strekkforsøkene er gitt i tabell IV
sammen med resultatene for knalegering "INCOLOY" 800 og er illustrert på fig. 2.
Smelte 2 er noe sterkere enn smelte 1, antagelig på grunn av tilstedeværelse av yttriumoksyd i førstnevnte.
Resultatene av forsøkene vedrørende sigefasthet målt i den longitudinelle og den transversale retning er gitt i tabell V.
Den longitudinelle bruddspenning er for begge smelter noe høyere enn den transversale bruddspenning. Brudd-duktiliteten, på 10-4 0 %, er sammenlignbar med den for knalegeringene.
Sigefasthetsdataene for disse P/M-legeringer sammen med brudd-dataene for legering "INCONEL" 617 og legering "INCOLOY" 800 er for sammenligningsformål vist på fig. 3. ("INCONEL"
er et registrert varemerke). De begrensede data for 871°C indikerer at P/M-legeringen er sterkere enn legering "INCOLOY"
800, men svakere enn legering "INCONEL" 617. Ved 982°C er P/M-legeringen ikke bare sterkere enn legering "INCOLOY" 800, men også sterkere enn legering "INCONEL" 617 ved levjetider over 500 timer. Når test-temperaturen stiger til 1093 C, er P/M-legeringen meget bedre enn legering "INCOLOY" 8 00 og sterkere enn legering "INCONEL" 617 ved levetider over 100 timer. Vinkel-koeffisientene for bruddkurvene på fig. 4 indikerer at bruddlevetidens avhengighet av den anvendte på-kjenning, dvs. spenningseksponenten, er langt høyere for P/M-legeringen enn for konvensjonelt knadde legeringer. Et diagram vedrørende sigefastheten (1000 timer) for P/M-legering sammen med legering "INCOLOY" 800, legering "INCONEL" 617
og mekanisk legerte legeringer (legering "INCONEL" MA 754
og legering "INCOLOY" MA 956) er vist på fig. 4. Det vil sees at bruddspenningen for P/M-legering er høyere enn for konvensjonelle knalegeringer, men lavere enn for mekanisk legerte legeringer ved høye temperaturer, dvs. over 98 2°C.
Forsøkene indikerer at hylster-evakuering ikke forbedrer egenskapene. Varmvalset barre fremstilt av smelte 2 (dvs. 2-W) viste en struktur med grove langstrakte korn etter slutt-glødning, og kjemisk analyse viste at det var ingen betydelig forskjell i oksygen- og nitrogen-innhold med eller uten evakuering. Det vil sees av tabellene IV og V at strekkstyrke-og bruddspenningsegenskapene er hovedsakelig de samme. Resultatene fra cykliske oksydasjons- og varmkorrosjons-forsøk er vist i tabeller VI og VII sammenlignet med knalegering "INCOLOY" 8 00.
Det vil sees at P/M-legeringer ifølge oppfinnelsen har en noe bedre oksydasjonsmotstand enn knalegeringen og forbedres av den lille yttrium-tilsetning til smelte 2. Varm-korrosjons-forsøk viser at P/M-legeringene er sammenlignbare med knalegeringen.
En del av smelte 2 ble prosessert ved ekstrudering av det omhylstrede produkt ved 1121°C, varmvalsing ved 954°C, fjerning av hylsteret og kaldvalsing 20 % og varmebehandling ved 1316°C i 1 time under argon. Dette produkt viste den ønskede struktur med grove langstrakte korn.
Eksempel 2
Et lignende sett av smelter ble fremstilt under anvendelse, av en større vannatom-iserings-stråle for oppnåelse, av et grovt pulver. Den kjemiske sammensetning og mikrostrukturen er gitt i tabell VIIIA og sikteanalysen i tabell VIIIB. Prosesseringsparametrene er som for eksempel 1. Også her fører kombinasjonen av høyere oksygeninnhold og lavere aluminium- og titan-innhold etter termomekanisk prosessering til den ønskede struktur med grove langstrakte korn. Al- og Ti-innholdet er fortrinnsvis under 0,3 %, og Ti er fortrinnsvis fraværende.
Eksempel 3
Et ytterligere forsøk ble utført med en legering basert på den konvensjonelle knalegering "HASTELLOY" X. Den anvendte sammensetning og det publiserte område er som følger:
"HASTELLOY" er et registrert varemerke tilhørende Cabot Corporation.
Som for de tidligere eksempler ble bestanddelene vann-atomisert, konsolidert og ekstrudert ved ca. 1066°C og et forhold på 8:1, idet barre-størrelsen var 5,08 x 1,9 cm. Barren ble varmvalset ved 1066°C i to valsestikk fra 1,3 cm til 1,0 cm. Etter fjerning av hylsteret ble barren glødet ved 1260°C i en halv time. Produktet hadde den ønskede struktur med grove langstrakte korn.
Strekkegenskapene for den ifølge foreliggende fremgangsmåte fremstilte legering og den konvensjonelle knalegering er gitt i tabell IX.
Det vil sees at strekkfasthetsdataene for P/M- og knalegeringer er hovedsakelig like.
Sigefasthetsegenskapene for den ifølge foreliggende fremgangsmåte fremstilte legering og den konvensjonelle kna-legering er gitt i tabell X.
Det vil sees at sigefasthetsegenskapene for P/M-legeringen er bedre enn for den konvensjonelle kna-legering.
På basis av en undersøkelse av de gitte resultater har vi gjort oss noen tanker om den tidligere antydede teori. Det er sannsynlig at alle de vann-atomiserte pulvere som ble fremstilt i disse eksempler, inneholder ustabile og stabile oksyder på sine overflater. Varmebehandling av slike legeringer som A og B inneholdende høye nivåer av desoksyderende materialer såsom Al og Ti bevirker diffusjon av ureagerte desoksydanter til overflaten, hvor ytterligere stabile oksyder såsom A1203 og Ti02 dannes. Ved prosesser-ingen virker disse som korngrense-festepunkter (pinning points) som forårsaker den finkornede struktur. I de legeringer som inneholder lave nivåer av desoksydanter, såsom Al og Ti, såsom smeltene 1-5, er pulverets overflate-oksyder mindre stabile og koalescerer etter regulert termomekanisk prosessering og gir en struktur med grove langstrakte korn etter sluttglødning ved ca. 1316°C, dvs. 30 til 40°C under smeltetemperaturen.
Dannelsen av grovere og mer langstrakte korn kan for-klares ved en "Critical Dirt Level Theory". For det første inneholder smeiten oksyd- eller oksygen-forurensninger
("dirt") i en kritisk eller avgjørende mengde. Hvis det foreligger en utilstrekkelig kvalitet av oksyd, vil det ikke være tilstrekkelig med barriere-steder til å hindre eller vanskeliggjøre normal dynamisk rekrystallisasjon. Det er en utilstrekkelig drivkraft for dannelse av nye korn. Hvis det foreligger altfor meget oksyd, vil det derimot være for mange barrierer som vil hemme dannelsen av langstrakte grove korn.
Ved det kritiske forurensningsnivå (eller område) og ved passende høye temperaturer vil korngrensene være istand til å passere oksydene og rekrystallisere på en langstrakt måte. Normal ingot-metallurgi eller gassatomiseringspraksis kan
rett og slett være altfor "ren" til å begunstige dannelse av grove langstrakte korn.
For det andre synes deformasjon som skyldes de termomekaniske prosessoperasjoner å begunstige vekst av de færre korn. De resulterende korn som fremkommer er langstrakte.
De to mekanismer (oksyd-forurensninger og deformasjon) synes
å gå sammen på en synergistisk måte og gi en struktur med grove langstrakte korn i legeringer ifølge oppfinnelsen.
Claims (1)
- innstillbar barberhøvel omfattende et håndtak (20), en be-skyttelsesdel (27) montert på håndtaket, en armkorsmontasje (12) forbundet med håndtaket og omfattende et par dekkdeler (13,14) som er anordnet til å åpnes og lukkes som følge av en relativ bevegelse mellom armkorsmontasjen og beskyttelsesdelen, hvilken bevegelse frembringes av en fjæranordning (31) som virker på dekkdelene (13, 14) og av en innstillingsanordning bestående av en kamdel (24) og en kamfølger (25) som holdes i anlegg mot hverandre av nevnte fjæranordning (31)»karakterisert ved at kam- delens bane (41) har en serie av hakkliknende formasjoner (45) beliggende på forskjellige nivå, og dessuten har et bratt stigende parti (46), mens kamfølgeren (25) på i og for seg kjent måte er utformet til valgbart å beveges langs kambanen (41), slik at en bevegelse av kamfølgeren (25) over det hakkformete parti (44) av kambanen (41) vil bevirke trinnvis regulering av bladets (50) skjærevinkel i forhold til beskyttelsesdelen (27) i idet dekkdelene (.13» 14) holdes lukket, mens kamfølgerens (25) bevegelse over kambanens (41) bratt stigende parti (46) vil bevirke åpning og lukking av dekkdelene.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/516,109 US4497669A (en) | 1983-07-22 | 1983-07-22 | Process for making alloys having coarse, elongated grain structure |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO842985L NO842985L (no) | 1985-01-23 |
NO162728B true NO162728B (no) | 1989-10-30 |
NO162728C NO162728C (no) | 1990-02-07 |
Family
ID=24054162
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO842985A NO162728C (no) | 1983-07-22 | 1984-07-20 | Fremgangsmaate for fremstilling av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn. |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4497669A (no) |
EP (1) | EP0132371B1 (no) |
JP (1) | JPS6046348A (no) |
AU (1) | AU570059B2 (no) |
BR (1) | BR8403554A (no) |
CA (1) | CA1233674A (no) |
DE (1) | DE3480060D1 (no) |
NO (1) | NO162728C (no) |
ZA (1) | ZA845632B (no) |
Families Citing this family (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4842953A (en) * | 1986-11-28 | 1989-06-27 | General Electric Company | Abradable article, and powder and method for making |
US4937042A (en) * | 1986-11-28 | 1990-06-26 | General Electric Company | Method for making an abradable article |
US5338508A (en) * | 1988-07-13 | 1994-08-16 | Kawasaki Steel Corporation | Alloy steel powders for injection molding use, their compounds and a method for making sintered parts from the same |
EP0398121B1 (de) * | 1989-05-16 | 1994-11-23 | Asea Brown Boveri Ag | Verfahren zur Erzeugung grober längsgerichteter Stengelkristalle in einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung |
GB2311997A (en) * | 1996-04-10 | 1997-10-15 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Oxide-dispersed powder metallurgically produced alloys. |
US6514307B2 (en) * | 2000-08-31 | 2003-02-04 | Kawasaki Steel Corporation | Iron-based sintered powder metal body, manufacturing method thereof and manufacturing method of iron-based sintered component with high strength and high density |
EP1734145A1 (de) * | 2005-06-13 | 2006-12-20 | Siemens Aktiengesellschaft | Schichtsystem für ein Bauteil mit Wärmedämmschicht und metallischer Erosionsschutzschicht, Verfahren zur Herstellung und Verfahren zum Betreiben einer Dampfturbine |
KR100733722B1 (ko) | 2006-06-07 | 2007-06-29 | 고려제강 주식회사 | 연속 주조법을 이용한 니켈-텅스텐 합금 테이프의 제조방법 |
DE102010029287A1 (de) * | 2009-05-28 | 2011-01-05 | Behr Gmbh & Co. Kg | Schichtwärmeübertrager für hohe Temperaturen |
EP2737965A1 (en) * | 2012-12-01 | 2014-06-04 | Alstom Technology Ltd | Method for manufacturing a metallic component by additive laser manufacturing |
JP6224378B2 (ja) * | 2013-08-20 | 2017-11-01 | 日本特殊陶業株式会社 | ガスセンサ |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB871065A (en) * | 1956-11-26 | 1961-06-21 | Mannesmann Ag | Improvements in or relating to processes for the manufacture of heat resistant articles |
US3368883A (en) * | 1965-07-29 | 1968-02-13 | Du Pont | Dispersion-modified cobalt and/or nickel alloy containing anisodiametric grains |
US3383206A (en) * | 1965-10-11 | 1968-05-14 | Gen Electric | Nickel base alloy and article |
US3595710A (en) * | 1968-10-25 | 1971-07-27 | Fansteel Inc | Erosion resistant dispersion hardened metals |
US3696486A (en) * | 1969-08-25 | 1972-10-10 | Int Nickel Co | Stainless steels by powder metallurgy |
US3639179A (en) * | 1970-02-02 | 1972-02-01 | Federal Mogul Corp | Method of making large grain-sized superalloys |
US3655458A (en) * | 1970-07-10 | 1972-04-11 | Federal Mogul Corp | Process for making nickel-based superalloys |
US3909309A (en) * | 1973-09-11 | 1975-09-30 | Int Nickel Co | Post working of mechanically alloyed products |
US4226644A (en) * | 1978-09-05 | 1980-10-07 | United Technologies Corporation | High gamma prime superalloys by powder metallurgy |
-
1983
- 1983-07-22 US US06/516,109 patent/US4497669A/en not_active Expired - Fee Related
-
1984
- 1984-07-09 CA CA000458417A patent/CA1233674A/en not_active Expired
- 1984-07-17 DE DE8484304872T patent/DE3480060D1/de not_active Expired
- 1984-07-17 EP EP84304872A patent/EP0132371B1/en not_active Expired
- 1984-07-17 BR BR8403554A patent/BR8403554A/pt unknown
- 1984-07-20 ZA ZA845632A patent/ZA845632B/xx unknown
- 1984-07-20 AU AU30904/84A patent/AU570059B2/en not_active Ceased
- 1984-07-20 NO NO842985A patent/NO162728C/no unknown
- 1984-07-21 JP JP59151956A patent/JPS6046348A/ja active Pending
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6046348A (ja) | 1985-03-13 |
AU3090484A (en) | 1985-01-24 |
US4497669A (en) | 1985-02-05 |
AU570059B2 (en) | 1988-03-03 |
NO162728C (no) | 1990-02-07 |
DE3480060D1 (en) | 1989-11-16 |
EP0132371B1 (en) | 1989-10-11 |
ZA845632B (en) | 1985-02-27 |
CA1233674A (en) | 1988-03-08 |
NO842985L (no) | 1985-01-23 |
EP0132371A3 (en) | 1986-06-04 |
BR8403554A (pt) | 1985-06-25 |
EP0132371A2 (en) | 1985-01-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CA1085655A (en) | Low expansion superalloy | |
JP4387940B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
US4737205A (en) | Platinum group metal-containing alloy | |
CN113646458B (zh) | 具有良好耐腐蚀性和高拉伸强度的镍合金以及制造半成品的方法 | |
US3767385A (en) | Cobalt-base alloys | |
CN111051548B (zh) | 可沉淀硬化的钴-镍基高温合金和由其制造的制品 | |
JPS63157831A (ja) | 耐熱性アルミニウム合金 | |
EP0312966B1 (en) | Alloys containing gamma prime phase and process for forming same | |
WO2004059019A1 (en) | Pt-BASE BULK SOLIDIFYING AMORPHOUS ALLOYS | |
CA1113283A (en) | Heat resistant low expansion alloy | |
WO2017204286A1 (ja) | 熱間金型用Ni基合金及びそれを用いた熱間鍛造用金型、鍛造製品の製造方法 | |
KR20220006637A (ko) | 니켈-코발트 합금으로 이루어지는 분말 및 상기 분말의 제조 방법 | |
NO162728B (no) | Fremgangsmaate for fremstilling av en varmeresistent legering eller superlegering som har en struktur med grove langstrakte korn. | |
JPH07238336A (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
JP5010841B2 (ja) | Ni3Si−Ni3Ti−Ni3Nb系複相金属間化合物,その製造方法,高温構造材料 | |
WO2000020652A1 (en) | Creep resistant gamma titanium aluminide alloy | |
US4613480A (en) | Tri-nickel aluminide composition processing to increase strength | |
US4525325A (en) | Copper-nickel-tin-cobalt spinodal alloy | |
JPH05125474A (ja) | 高強度高靭性アルミニウム基合金 | |
AU5403801A (en) | Use of a copper-nickle alloy | |
EP0460678A1 (en) | Nickel-based heat-resistant alloy for dies | |
EP0398264B1 (en) | Precipitation hardening type nickel base single crystal cast alloy | |
CA3162766C (en) | Powder aluminium material | |
JP3509163B2 (ja) | マグネシウム合金製部材の製造方法 | |
JPH083665A (ja) | 耐酸化性および高温強度に優れた金型用Ni基超耐熱合金 |