RU2507290C2 - Пригодный для сварки, жаропрочный, стойкий к окислению сплав - Google Patents
Пригодный для сварки, жаропрочный, стойкий к окислению сплав Download PDFInfo
- Publication number
- RU2507290C2 RU2507290C2 RU2008149046/02A RU2008149046A RU2507290C2 RU 2507290 C2 RU2507290 C2 RU 2507290C2 RU 2008149046/02 A RU2008149046/02 A RU 2008149046/02A RU 2008149046 A RU2008149046 A RU 2008149046A RU 2507290 C2 RU2507290 C2 RU 2507290C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- melting
- aluminum
- alloys
- silicon
- Prior art date
Links
Images
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
-
- 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
- C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Fuel Cell (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Fuel-Injection Apparatus (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным, стойким к окислению сплавам, пригодным для сварки. Сплав содержит следующие компоненты, масс.%: 25-32 железа, 18-25 хрома, 3,0-4,5 алюминия, 0,2-0,6 титана, 0,2-0,4 кремния, 0,2-0,5 марганца, до 2,0 кобальта, до 0,5 молибдена, до 0,5 вольфрама, до 0,01 магния, до 0,25 углерода, до 0,025 циркония, до 0,01 иттрия, до 0,01 церия, до 0,01 лантана, никель и примеси - остальное. Содержание Al+Ti составляет от 3,4 до 4,2 масс.%, а хром и алюминий присутствуют в таких количествах, чтобы отношение Cr/Al составляло от 4,5 до 8. Сплав характеризуется высокой жаропрочностью, стойкостью к окислению, низкой склонностью к образованию и росту сварочных трещин при затвердевании и хорошей стойкостью к растрескиванию в результате деформационного старения. 2 н. и 6 з.п. ф-лы, 4 ил., 17 табл.
Description
Область применения
Изобретение относится к коррозионно-устойчивым сплавам на основе никеля, содержащим хром, алюминий и железо.
Предпосылки создания изобретения
Существует много коррозионно-устойчивых сплавов на основе никеля, содержащих хром и другие элементы, выбранные для того, чтобы обеспечить коррозионную устойчивость, особенно в коррозионной среде. Эти сплавы также содержат элементы, выбранные для того, чтобы обеспечить желаемые механические свойства, такие, как прочность на растяжение и пластичность. Многие из этих сплавов хорошо себя проявляют в некоторых средах и плохо в других коррозионных условиях. Некоторые сплавы, которые обладают отличной коррозионной устойчивостью, являются труднодсформируемыми и трудносвариваемыми. Поэтому, в области металлургии непрерывно совершенствуются сплавы, которые сочетают коррозионную устойчивость и способность поддаваться обработке, обеспечивая сплавам легкость формовки в емкости, трубы и другие формы, которые имеют длительный срок службы.
Патент Великобритании No. 1,512,984 предоставляет информацию о сплаве на основе никеля с номинальным содержанием 8-25% хрома, 2.5-8% алюминия и до 0.04% иттрия, который получают с помощью электрошлакового переплава электрода, который должен содержать более 0.02% иттрия. Американский патент No. 4,671,931 рекомендует применять от 4 до 6 процентов алюминия в никель-хром-алюминиевом сплаве для достижения исключительной стойкости к окислению путем образования обогащенной оксидом алюминия защитной окалины. Стойкость к окислению также увеличена путем добавления в сплав иттрия. Содержание железа ограничено до 8% максимум. Высокое содержание алюминия приводит к выделению осадков первичной гамма-фазы Ni3Al, которые обеспечивают высокую прочность при высокой температуре, особенно около 1400°F. Американский патент No. 4,460,542 описывает безиттриевый сплав на основе никеля, содержащий 14-18% хрома, 1.5-8% железа, 0.005-0.2% циркония, 4.1-6% алюминия и очень маленькое количество иттрия, не превышающее 0.04%, который обладает отличной стойкостью к окислению. Сплав в рамках этого патента был переведен на промышленную основу в качестве сплава HAYNES® 214®. Этот сплав содержит 14-18% хрома, 4.5% алюминия, 3% железа, 0.04% углерода, 0.03% циркония, 0.01% иттрия, 0.004% бора и никель - остальное.
Yoshitaka et al. в патенте Японии No. 06271993 описывает сплав на основе железа, содержащий 20-60% никеля, 15-35% хрома и 2.5-6.0% алюминия, который требует менее, чем 0.15% кремния и менее чем 0.2% титана.
Европейский патент No. 549 286 предоставляет информацию о никель-железо-хромовом сплаве, в котором должно быть 0.045-0.3% иттрия. Требуемые высокие уровни содержания иттрия не только увеличивают стоимость сплава, но также могут сделать сплав непригодным для производства труднодеформируемого сплава из-за образования никель-иттриевых соединений, которые вызывают растрескивание в процессе горячей обработки.
Патент США No. 5,660,938 предоставляет информацию о сплаве на основе железа с содержанием никеля 30-49%, хрома 13-18% хрома, 1.6-3.0% алюминия и 1.5-8% одного или более элементов Групп IVa и Va. Этот сплав содержит недостаточное количество алюминия и хрома для того, чтобы обеспечить образование защитной пленки оксида алюминия в условиях высокотемпературного окисления. Кроме того, элементы Групп IVa и Va могут способствовать образованию первичной гамма-формы, которая понижает пластичность при высокой температуре. Такие элементы, как цирконий, могут также вызывать образование серьезных горячих трещин в сварных швах во время затвердевания.
Патент США No. 5,980,821 предоставляет информацию о сплаве, который содержит только 8-11% железа и 1.8-2.4% алюминия и требует 0.01-0.15% иттрия и 0.01-0.20% циркония.
Сплавы, перечисленные в вышеуказанных патентах, имеют проблемы, связанные со сваркой и формовкой, вызванные в значительной степени присутствием алюминия, особенно, если его содержание в сплаве составляет от 4 до 6%. В этих сплавах выделение осадков первичной гамма формы Ni3Al может происходить быстро во время охлаждения в заключительной операции отжига, что приводит к относительно высокому пределу текучести при комнатной температуре и соответствующей низкой пластичности даже в отожженном состоянии. Это делает сгибание и формовку более трудными по сравнению с твердым раствором упрочненного сплава на основе никеля. Высокое содержание алюминия также вносит проблемы, связанные с растрескиванием в результате деформационного старения во время сварки и последующей закалки. Эти сплавы также склонны к образованию усадочных трещин во время сварки и, в действительности, для сварки промышленного сплава, известного как сплав HAYNES® 214®, требуется химически модифицированный присадочный металл. Эти проблемы препятствуют развитию сварных трубных изделий и ограничивают рост рынка этого сплава.
Сущность изобретения
Сплав настоящего изобретения решает эти проблемы путем снижения отрицательного воздействия первичной гамма формы на высокотемпературную пластичность с помощью значительных добавок железа в диапазоне 25-32% и снижения уровней содержания алюминий+титан до диапазона 3.4-4.2%. Кроме того, добавки иттрия не требуются и могут быть заменены добавками мишметалла.
Недостатки известных сплавов Ni-Cr-Al-Y были устранены путем изменения состава с помощью замены никеля более высоким уровнем содержания железа. К тому же, был снижен уровень содержания алюминия, предпочтительно, примерно до 3% с текущего уровня 4.5%, являющегося обычным уровнем содержания для 214 сплава. Это снижение уменьшает объем фракции первичной гамма-формы, которая может выделяться в сплаве и улучшает устойчивость сплава к растрескиванию в результате деформационного старения. Это позволяет улучшить технологичность производства трубных изделий, а также обработку сварных швов для конечного потребителя. Также был увеличен уровень содержания хрома в сплаве, примерно до 18-25%, для обеспечения достаточной стойкости к окислению при пониженном уровне содержания алюминия. Незначительные количества кремния и марганца также были добавлены для улучшения стойкости к окислению.
Предлагается сплав на основе никеля, который содержит компоненты в следующем соотношении, масс.%: 25-30 железа, 18-25 хрома, 3.0-4.5 алюминия, 0.2-0.6 титана, 0.2-0.4 кремния и 0.2-0.5 марганца. Сплав может также содержать иттрий, церий и лантан в количествах до 0.01%. Углерод может присутствовать в количестве до 0.25%. Бор может содержаться в сплаве в количестве до 0.04%, цирконий может присутствовать в количестве до 0.02%. Остальное составляют никель и примеси. К тому же, общее содержание алюминия и титана должно быть между 3.4% и 4.2% и отношение хрома к алюминию должно быть, примерно, от 4.5 до 8.
Предлагается предпочтительная композиция сплава, состоящая из 26.8-31.8% - железа, 18.9-24.3% хрома, 3.1-3.9% алюминия, 0.3-0.4% титана, 0.2-0.35% кремния, 0.2%-0.4% марганца, до 0.005% каждого из иттрия, церия и лантана, до 0.06% углерода, менее 0.002% бора, менее 0.001% циркония, никель и примеси - остальное.
Предпочтительно также, чтобы общее содержание алюминия и титана было между 3.4% и 4.3%, и отношение хрома к алюминию было от 5.0 до 7.0.
Наиболее предпочтительная композиция содержит 27.5% железа, 20% хрома, 3.75% алюминия, 0.25% титана, 0.05% углерода, 0.3% кремния, 0.3% марганца, следы циркония и лантана, никель и примеси - остальное.
Другие предпочтительные композиции и преимущества данного сплава будут видны из описания предпочтительных вариантов изобретения и данных испытаний, которые приведены далее.
Краткое описание чертежей
Фигура 1 является графиком, показывающим относительное удлинение при растяжении при 1400°F в зависимости от содержания Al+Ti.
Фигура 2 является графиком, показывающим относительного удлинения при растяжении при 1400°F в зависимости от отношения Cr/Al.
Фигура 3 является графиком, показывающим среднее количество подвергшегося воздействию металла в зависимости от отношения Cr/Al. в статических условиях испытания при 1800°F.
Фигура 4 является графиком, показывающим влияние содержания кремния на относительное удлинение при растяжении при 1400°F.
Описание предпочтительных вариантов изобретения
Пять плавок весом по 50 фунтов были расплавлены в индукционно-вакуумной печи (VIM), переплавлены методом электрошлакового переплава (ESR), подвергнуты процессу ковки и горячей прокатки при 2150°F в лист толщиной до 0.188'', холодной прокатке до листа толщиной до 0.063, и отожжены при 2000°F.
Пять сплавов имели химический состав, показанный в Таблице I:
Таблица I | |||||
Композиция, масс.% | |||||
Плавка А | Плавка В | Плавка С | Плавка D | Плавка Е | |
Ni | 52.39 | 61.44 | 55.84 | 60.07 | 50.00 |
Fe | 24.63 | 14.00 | 20.04 | 15.19 | 25.05 |
Al | 3.0 | 3.28 | 3.49 | 4.06 | 3.86 |
Cr | 19.50 | 19.67 | 19.72 | 19.86 | 19.51 |
С | 0.047 | 0.049 | 0.046 | 0.05 | 0.051 |
B | 0.004 | 0.004 | 0.003 | 0.005 | 0.004 |
Zr | 0.02 | 0.05 | 0.05 | 0.02 | 0.02 |
Mn | 0.23 | 0.23 | 0.23 | 0.23 | 0.24 |
Si | 0.009 | 0.003 | 0.015 | 0.010 | 0.028 |
Y | 0.001 | 0.008 | 0.005 | 0.007 | 0.006 |
Оценка образов этих сплавов и коммерческой плавки 214 сплава производилась испытанием на статическое окисление при 1800°F и испытанием на растяжение регулируемой скоростью нагрева (CHRT) для измерения механических свойств. Испытание регулируемой скоростью нагрева послужило инструментом для определения склонности сплава к растрескиванию в результате деформационного старения. Оказалось, что сплавы, которые имеют очень низкий процент относительного удлинения при минимальной усредненной пластичности, более склонны к растрескиванию в результате деформационного старения.
Результаты испытаний представлены в Таблицах II и III. Результаты испытания сплавов от А до Е приводят к заключению, что сплав Е является лучшим примером сплава, который обладает свойствами, близкими к желаемым. Например, он имеет: 1) стойкость к окислению при 1800°F, которая идентична 214 сплаву, и 2) CHRT пластичность при 1400°F, которая в шесть раз превышает 214 сплав. Единственным важным недостатком был предел текучести при 1400°F (как измерено в CHRT испытании). Он был значительно ниже, чем для 214 сплава (44.2 ksi vs. 71,9 ksi).
Таблица II | |||||||||||
Результаты испытания на окисление при 1800°F в потоке воздуха (1008 часов). | |||||||||||
Плавка А | Плавка В | Плавка С | Плавка D | Плавка Е | 214 сплав, контрольный образец | ||||||
Потеря металла (миль/поверхность) | 0.06 | 0.07 | 0.05 | 0.05 | 0.04 | 0.04 | |||||
Средняя глубина внутреннего проникновения, миль | 0.16 | 0.45 | 0.33 | 0.35 | 0.15 | 0.19 | |||||
Среднее воздействие на металл, миль | 0.22 | 0.52 | 0.38 | 0.4 | 0.19 | 0.23 | |||||
Таблица III | |||||||||||
Результаты испытания на растяжения Регулирующим Скорость Нагрева Испытанием (CHRT) при 1400°F | |||||||||||
Плавка А | Плавка В | Плавка С | Плавка D | Плавка Е | 214 сплав | ||||||
0.2% предела текучести (YS), ksi | 32.2 | 48.5 | 47.2 | 53.2 | 44.2 | 71.9 | |||||
Макс.предел прочности на разрыв (UTS), ksi | 32.9 | 55.5 | 51.3 | 61.4 | 48.9 | 87.1 | |||||
Относительное удлинение, % | 104 | 35 | 40 | 23.5 | 49.3 | 7.2 |
Были расплавлены дополнительно три плавки и обработаны в лист для развития способов улучшения предела текучести при 1400°F с помощью добавления небольшого количества элементов Группы Vb для уменьшения размера зерна. Экспериментальные плавки были обработаны до толщины листа 0.125'', который был отожжен при 2050°F для получения более тонкого размера зерна, чем плавки Примера 1. Три сплава номинальных композиций показаны в Таблице IV.
Таблица IV | |||
Композиция экспериментальных плавок, масс.% | |||
Элемент | Плавка F | Плавка G | Плавка H |
Ni | 45.86 | 45.68 | 45.6 |
Fe | 29.61 | 30.32 | 29.87 |
Al | 3.66 | 3.69 | 3.91 |
Cr | 19.73 | 19.53 | 19.81 |
С | 0.056 | 0.059 | 0.054 |
В | 0.004 | 0.004 | 0.004 |
Zr | 0.02 | 0.02 | 0.02 |
Mn | 0.20 | 0.20 | 0.19 |
Si | 0.27 | 0.27 | 0.27 |
Y | <0.005 | <0.005 | <0.005 |
Ti | - | 0.26 | - |
V | - | - | 0.20 |
Сплав F не имеет измельчающих добавок, сплав G содержит припой AIM на основе титана 0.3% и сплав Н содержит добавку ванадия (0.3% AIM). Легирующая добавка кремния также вводилась в эти сплавы. Сплавы были испытаны таким же способом, как и сплавы А-Е, за исключением стандартных испытаний на растяжение при 1400°F, которые проводились вместо многократных испытаний CHRT. Результаты показаны в Таблице V и VI.
Таблица V | ||||
Результаты испытания на окисление в потоке воздуха при 1800°F (1008 часов) | ||||
Сплав F | Сплав G | Сплав Н | 214 сплав | |
Потеря металла, миль/поверхность | 0.10 | 0.05 | 0.08 | 0.04 |
Средняя глубина внутреннего проникновения, миль | 0.66 | 0.38 | 0.58 | 0.39 |
Среднее воздействие на металл, миль | 0.75 | 0.43 | 0.63 | 0.43 |
Таблица VI | ||||
Результаты испытания на растяжение | ||||
Плавка F | Плавка G | Плавка Н | 214 сплав | |
0.2% предела текучести(YS), ksi | 45.9 | 57.8 | 50.1 | 80 |
Макс. предел прочности на разрыв (UTS), ksi | 57.4 | 70.9 | 59.8 | 102 |
Относительное удлинение, % | 60.3 | 30.8 | 49.0 | 17 |
Результаты испытания сплавов показали более высокое окисление для сплава Е при 1800°F и более высокий предел текучести для сплава G при 1400°F по сравнению со сплавом Е. Ни одна из этих композиций сплавов не обладала всеми желаемыми свойствами.
Другие серии экспериментальных композиций с базовым химическим составом в промежутке между сплавом Е и сплавом G были расплавлены и переработаны в лист таким же способом, как и в предыдущих примерах. Основной целевой композицией был сплав, состоящий из Ni-27.5 Fe-19.5 Cr-3.8 Al. Легирующие добавки иттрия, которые обычно добавлялись к сплаву, состав которого описан в Американском патенте No. 4,671,931, для повышения стойкости к окислению, не вводились. Все экспериментальные плавки в этой группе, тем не менее, имели постоянную добавку мишметалла для введения следовых количеств редкоземельных элементов (главным образом церия и лантана). Титан добавлялся в маленьких количествах к сплаву G, что являлось одним из возможных способов повышения предела текучести при 1400°F. Для трех сплавов из четырех, в примере 3, содержание титана было увеличено примерно от 0.25% до 0.45%. Уровень кремния также колебался. Две плавки не имели легирующих добавок кремния, в то время как другие плавки содержали легирующие добавки кремния около 0.3%. Композиции экспериментальных плавок представлены в Таблице VII. Результаты оценки представлены в Таблицах VIII, IX и X.
Таблица VII | ||||
Композиции экспериментальных плавок, масс.% | ||||
Элемент | Плавка I | Плавка J | Плавка К | Плавка L |
Ni | 49.02 | 49.11 | 48.34 | 49.05 |
Fe | 27.73 | 27.38 | 27.52 | 27.28 |
Al | 3.80 | 3.99 | 3.87 | 4.00 |
Cr | 19.22 | 19.31 | 19.42 | 19.00 |
С | 0.05 | 0.048 | 0.051 | 0.051 |
В | <0.002 | <0.002 | <0.002 | 0.004 |
Zr | <0.01 | <0.01 | <0.01 | 0.02 |
Mn | 0.2 | 0.21 | 0.18 | 0.2 |
Si | 0.31 | 0.02 | 0.29 | 0.02 |
Ti | 0.03 | 0.46 | 0.43 | 0.41 |
Y | <0.005 | <0.005 | <0.005 | <0.005 |
Ce | 0.006 | <0.005 | <0.005 | <0.005 |
La | <0.005 | <0.005 | <0.005 | <0.005 |
Таблица VIII | |||||
Результаты испытания на окисление при 1800°F в потоке воздуха (1008 часов) | |||||
Плавка I | Плавка J | Плавка К | Плавка L | 214 контрольный сплав | |
Средняя глубина внутреннего проникновения, миль | 0.29 | 0.06 | 0.11 | 0.51 | 0.39 |
Среднее воздействие на металл, миль | 0.29 | 0.09 | 0.14 | 0.54 | 0.43 |
Таблица IX | |||||
Результаты испытания на растяжение | |||||
Плавка I | Плавка J | Плавка К | Плавка L | 214 сплав | |
0.2% предела текучести (YS), ksi | 43.8 | 59.0 | 59.9 | 61.8 | 80 |
Макс.предел прочности на разрыв (UTS), ksi | 56.4 | 69.2 | 71.0 | 72.0 | 102 |
Относительное удлинение, % | 38.8 | 8.4 | 16.4 | 15.9 | 17 |
Данные результатов испытания на растяжение при 1400°F показывают значительный эффект. Пластичность упала с 38% для сплава I (3.8% Al и отсутствие титана) до уровня 8-16% для других трех сплавов (J, К и L), содержащих примерно от 3.9 до 4.0% Al и 0.45% титана. Это указывает на то, что Ni-Fe-Cr-Al сплав настоящего изобретения был чувствительным к общему содержанию алюминия и титана (элементам, образующим первичную гамма-фазу). Низкие значения пластичности в диапазоне 1400°F служат признаком выделения первичной гамма-фазы.
Результаты испытания на окисление при 1800°F были обнадеживающими. Средние результаты воздействия на металл показывают, что стойкость к окислению была в целом лучше, чем сплава G. Сплав J, например, имел очень ограниченное внутреннее окисление и имел лучшие при 1800°F окислительные характеристики (0.09 миль) из всех испытанных экспериментальных сплавов.
Образцы экспериментальных плавок были также испытаны на окисление в потоке воздуха. Это испытание, в котором образцы помещаются во вращающуюся карусель, которая подвергается воздействию газообразных продуктов горения со скоростью 0.3 маха. Каждые 30 минут карусель выводилась из зоны горения и охлаждалась воздухом, нагнетаемым при температуре менее чем 300°F. Карусель затем возвращалась обратно в зону горения на следующие 30 минут. Испытание длилось около 1000 часов или 2000 циклов. В заключение испытания, образцы оценивались на потери металла и внутреннее окисление с помощью металлографических методов. Результаты представлены в Таблице X. Неожиданно, в условиях динамического испытания, сплав J начал работать плохо, и фактически был снят с испытания после завершения 889 часов. Испытываемые образцы показали признаки повреждения оксидной пленки, как и образцы сплава L. Одним из изменений при воспроизведении экспериментальных составов сплавов от I до L являлось добавление кремния (0.3%). Сплавы J и L были расплавлены без введения легирующих добавок кремния, хотя сплавы I и К их имели. Далее выяснилось, что существует положительное воздействие добавок кремния на динамическую стойкость к окислению. В статическом окислении все результаты были менее, чем 0.6 миль, и испытание мало отличалось от испытания в динамических условиях. Более того, результаты для сплавов I и К показали меньшие средние значения воздействия на металл, чем в случае контрольного образца 214 сплава при том же режиме эксперимента. Только сплав К соответствовал всем свойствам, которые необходимо было достичь.
Таблица X | |||||
Результаты динамического испытания окисления при 1800°F/1000 часов | |||||
Плавка I | Плавка J | Плавка К | Плавка L | 214 контрольный сплав | |
Потеря металла, миль/сторона | 1.0 | 2.3 | 0.9 | 1.4 | 1.3 |
Средняя глубина внутреннего проникновения, миль | 0.7 | 5.2 | 0.0 | 2.0 | 1.1 |
Среднее воздействие на металл, миль | 1.7 | 7.5(1) | 0.9 | 3.4 | 2.4 |
(1) широкий разброс наблюдался в дублирующих образцах (например, 11.1 и 3.9 миль), оба образца начали повреждаться и были сняты после 889 часов. |
Серии шести экспериментальных сплавов были расплавлены и переработаны для анализа эффекта роста уровней хрома при одновременном снижении уровней алюминия и при сохранении постоянным уровня железа. Седьмая плавка была расплавлена для анализа высоких уровней железа и хрома. Эти композиции сплавов подверглись холодной прокатке в листы и отжигу при 2075°F 715 минут/закалка в воде. Целевые композиции показаны в Таблице XI. Результаты оценок показаны в Таблицах XII и XIII. Предел текучести имел тенденцию к росту с Al+Ti, что явилось неожиданностью. Должно быть видно, что оптимальный сплав будет требовать более, чем около 3.8% Al+Ti для достижения 1400°F уровней прочности более чем 50 Ksi, но в целом, минимальное значение 3.4 является приемлемым, как доказывают характеристики сплава Р. Все сплавы О, Р и S обладают свойствами, которые необходимо достичь.
Таблица XI | |||||||
Композиции экспериментальных сплавов, масс.% | |||||||
Элемент, масс.% | Плавка М | Плавка N | Плавка О | Плавка Р | Плавка Q | Плавка R | Плавка S |
Ni | 51.07 | 49.61 | 47.18 | 47.13 | 45.58 | 44.08 | 39.32 |
Cr | 15.98 | 18.04 | 20.2 | 21.86 | 23.94 | 25.9 | 24.26 |
Fe | 26.78 | 26.92 | 27.55 | 26.86 | 26.95 | 26.86 | 31.8 |
Al | 4.73 | 4.27 | 3.87 | 3.12 | 2.45 | 2.06 | 3.53 |
Ti | 0.36 | 0.34 | 0.35 | 0.34 | 0.32 | 0.32 | 0.32 |
Mn | 0.26 | 0.25 | 0.26 | <0.01 | 0.27 | 0.26 | 0.26 |
Si | 0.32 | 0.28 | 0.32 | 0.33 | 0.33 | 0.31 | 0.27 |
С | 0.054 | 0.06 | 0.06 | 0.06 | 0.06 | 0.05 | 0.05 |
Y | <0.002 | <0.002 | <0.002 | <0.002 | <0.002 | <0.002 | <0.002 |
Ce | <0.005 | <0.006 | <0.005 | <0.005 | <0.005 | <0.008 | <0.008 |
Al+Ti | 5.09 | 4.61 | 4.22 | 3.46 | 2.77 | 2.38 | 3.85 |
Cr/Al | 3.4 | 4.2 | 5.2 | 7.0 | 9.8 | 12.6 | 6.9 |
Таблица XII | |||||||
Результаты испытания на растяжение при 1400°F | |||||||
Плавка М | Плавка N | Плавка О | Плавка Р | Плавка Q | Плавка R | Плавка S | |
0.2% предела текучести (YS), ksi | 66.1 | 63.0 | 58.2 | 52.3 | 47.0 | 43.4 | 54.9 |
Макс.предел прочности на разрыв (UTS), ksi | 78.9 | 73.4 | 69.8 | 62.7 | 56.5 | 52.7 | 64.6 |
Относительное удлинение, % | 0** | 4.4 | 26.6 | 23.8 | 37.9 | 50.0 | 38.8 |
** оба образца разрушились в контрольной метке, установленные средние контрольные значения длины 3.7% |
Данные по пластичности при растяжении при 1400°F для шести экспериментальных сплавов (увеличение хрома при снижении алюминия) при постоянном уровне железа показано на Фигуре 1 в зависимости от объединенного содержания алюминия и титана. Относительное удлинение при растяжении при 1400°F имеет тенденцию к уменьшению при увеличении Al+Ti с резким падением пластичности при превышении Al+Ti около 4.2%. Поэтому для лучшего баланса свойств при повышенных температурах (например, прочность и хорошая пластичность) установлен критический верхний предел 4.2% Al+Ti. Из сплава S можно сделать заключение, что оптимальный сплав должен содержать более 3.8% Al+Ti для достижения соответствующего предела текучести при 1400°F, но менее чем 4.2% Al+Ti для сохранения соответствующей пластичности. График пластичности при растяжении при 1400°F в зависимости от отношения Cr/Al для экспериментальных сплавов Таблицы XI показан на Фигуре 2, иллюстрируя влияние роста отношения Cr/Al. Хорошая пластичность отмечена при отношении Cr/Al более 4.5. Это отношение может применяться к сплаву S, даже если он имеет более высокий уровень железа.
Результаты статического испытания на окисление 1400°F показаны в Таблице XIII и графике на Фигуре 3 как функции отношения Cr/Al при постоянном уровне железа. Значения, полученные для сплава N, были непостоянными и, следовательно, не включены в таблицу. Значительное влияние отношения Cr/Al видно из фигуры. Наилучшая стойкость к окислению была получена, когда отношение было примерно от 4.5 до 8. Стойкость к окислению сплава S была не такой хорошей, как плавок со значениями Cr/Al внутри этого диапазона, возможно, по причине более высокого содержания железа. Однако он имеет стойкость к окислению такую же хорошую, как 214 сплав, показанный в Таблице V.
Таблица XIII | ||||||
Результаты 1800°F статического испытания на окисление. | ||||||
Плавка М | Плавка О | Плавка Р | Плавка Q | Плавка R | Плавка S | |
Потеря металла, миль/сторона | 0.04 | 0.03 | 0.06 | 0.05 | 0.08 | 0.03 |
Средняя глубина внутреннего проникновения, миль | 0.15 | 0.14 | 0.11 | 0.26 | 0.49 | 0.36 |
Среднее воздействие на металл, миль | 0.26 | 0.17 | 0.17 | 0.31 | 0.57 | 0.39 |
Был получен один дополнительный сплав (Плавка Т). Он имел композицию, близкую к Плавке J в Таблице VII, сплаву, близкому к предпочтительному варианту этого изобретения, но содержание Al+Ti было ниже, и отношение Cr/Al было немного выше. К сплаву Т было добавлено небольшое количество кремния, тогда как к сплаву J кремний не добавлялся. Полученная композиция показана в Таблице XIV. Образцы холоднокатаного листа Плавки Т были подвергнуты воздействию 2100°F/15 минут отжига/RAC. Дублирующие испытания на растяжение были проведены при комнатной температуре и при повышении температуры от 1000 до 1800°F с интервалом в 200 градусов. Результаты представлены в Таблице XV. Было обнаружено, что начиная от 1000°F, предел текучести увеличивается до максимального значения при 1400°F (57 Ksi) и затем резко падает. Относительная пластичность наблюдалась при 1200°F - 1400°F при минимальном пластическом удлинении 12% при 1400°F. Удлинение в 12% было выше, чем у Плавки J (8.4%). Сплав Т обладал всеми необходимыми свойствами.
Таблица XIV | |
Композиция для сплава Т, масс. | |
Элемент | Плавка Е |
Ni | 48.78 |
Cr | 18.94 |
Fe | 27.3 |
Al | 3.82 |
Ti | 0.32 |
Al+Ti | 4.14 |
Si | 0.21 |
Mn | 0.21 |
С | 0.06 |
Y | <0.002 |
Се | <0.005 |
La | <0.005 |
Таблица XV | |||
Результаты испытания на растяжение для сплава Т | |||
Температура испытания, (°F) | 0.2% предела текучести (YS), ksi | Макс. предел прочности на разрыв (UTS), ksi | Относительное удлинение, % |
Комнатная температура | 42.6 | 100.9 | 51.1 |
1000 | 38.5 | 89.3 | 64.8 |
1200 | 52.0 | 76.0 | 18.2 |
1400 | 56.9 | 66.5 | 12.0 |
1600 | 13.9 | 20.1 | 115.8 |
1800 | 6.6 | 9.7 | 118.7 |
Представляет интерес, почему несколько сплавов, близких к предпочтительным вариантам сплавов K, O, Р, S и Т, имели разную пластичность при 1400°F. Например, почему пластичность Плавки N настолько выше, чем для сплавов J и Т? После обращения к существующему химическому анализу каждой плавки было обнаружено, что добавки кремния были полезными для пластичности сплавов при 1400°F, содержащих Al+Ti в диапазоне от 3.8% до 4.2%. Ссылаясь на четыре экспериментальные плавки в Таблице VII, необходимо заметить, что сплав К был расплавлен как кремний содержащий дубликат для «не содержащего кремний» сплава J. Содержание кремния в сплаве К было 0.29% и его пластичность при 1400°F была 16.4%, равная двойному значению для сплава J, не содержащему кремний. Фигура 4 является графиком зависимости % относительного удлинения четырех сплавов при 1400°F, имеющих примерно такую же композицию, и это показывает влияние кремния на улучшение горячей пластичности при растяжении. Это ясно показывает, что содержание кремния должно быть примерно около 0.2% для хорошей пластичности при 1400°F, и, таким образом, хорошей устойчивости к растрескиванию при деформационном старении. Это наблюдение было совершенно неожиданным.
Предполагалось, что это высокое содержание кремния может привести к проблеме свариваемости, известной как образование горячих трещин, которая возникает в шве металла во время затвердевания. Для проверки этого, образцы экспериментальных Плавок J, К, N и Т, которые имели похожие композиции, за исключением содержаний кремния, были оценены с помощью проведения уменьшенной модели испытания Varestraint test. Образцы сплава Е, которые были испытаны, включены для иллюстрации негативного воздействия бора и циркония. Результаты обобщены в Таблице XVI.
Таблица XVI | ||||||
Результаты уменьшенной модели испытания Varestraint test на свариваемость: (общая длина трещины при увеличении деформации на 1.6%). Значения, представленные в милях, являются средним значением двух испытаний | ||||||
Плавка J | Плавка Т | Плавка К | Плавка N | Плавка Е | Ссылка 2 сплав | |
% Si | 0.02 | 0.21 | 0.29 | 0.32 | 0.028 | нет |
B, Zr, % | - | - | - | - | 0.004, 0.02 | нет |
Средняя общая длина трещины, миль | 78 | 77 | 80 | 109 | 153 | 171 |
Данные показывают, что неблагоприятное воздействие добавок кремния отсутствовало до его содержания 0.29%. Когда содержание кремния было выше примерно 0.3%, склонность к образованию и росту горячих сварочных трещин увеличилась примерно на 40%. Однако, наблюдалось, что склонность сплава N к образованию и росту горячих сварочных трещин была по-прежнему ниже, чем 214 сплава. Результаты для сплава Е показывают, что присутствие бора и циркония оказывает отрицательное воздействие на склонность к образованию и росту горячих сварочных трещин. Эти элементы обычно добавляются к 214 сплаву. Если эти элементы убрать из сплава Е и добавить от 0.2 до 0.6 титана и от 0.2 до 0.4 кремния, в этом случае можно ожидать, что полученный сплав будет иметь хорошую устойчивость к образованию и росту горячих сварочных трещин и всеми свойствами, заявленными в этом изобретении. Этот модифицированный сплав Е будет содержать 25.05% железа, 3.86% алюминия, 19.51% хрома, 0.05% углерода, менее 0.025% циркония, 0.2-0.4% кремния, 0.2-0.6% титана, менее 0.005% каждого из иттрия, церия и лантана, никель и примеси остальное.
Таблица XVII | ||||||
Сплавы, обладающие желаемыми свойствами | ||||||
Модиф. сплав E | Плавка К | Плавка О | Плавка P | Плавка S | Плавка T | |
Ni | остальное | 48.34 | 47.18 | 47.13 | 39.32 | 48.78 |
Fe | 25.05 | 27.28 | 27.55 | 26.86 | 31.8 | 27.3 |
Al | 3.86 | 3.87 | 3.87 | 3.12 | 3.53 | 3.82 |
Cr | 19.51 | 19.42 | 20.2 | 21.86 | 24.26 | 18.94 |
С | 0.05 | 0.051 | 0.06 | 0.06 | 0.05 | 0.06 |
В | <0.002 | - | - | - | - | |
Zr | <0.025 | <0.01 | - | - | - | - |
Mn | 0.18 | 0.26 | <0.01 | 0.26 | 0.21 | |
Si | 0.2-0.4 | 0.29 | 0.32 | 0.33 | 0.27 | 0.21 |
Ti | 0.2-0.6 | 0.43 | 0.35 | 0.34 | 0.32 | 0.32 |
Y | <0.005 | <0.005 | <0.002 | <0.002 | <0.002 | <0.005 |
Ce | <0.005 | <0.005 | <0.005 | <0.005 | 0.008 | <0.005 |
La | <0.005 | <0.005 | - | - | - | <0.005 |
Al+Ti | 4.06-4.26 | 3.83 | 4.22 | 3.46 | 3.85 | 4.14 |
Cr/Al | 5.0 | 5.0 | 5.2 | 7.0 | 6.8 | 5.0 |
-He измерялись |
Таблица XVII содержит результаты испытания сплавов, обладающих желаемыми свойствами, и композиция каждого сплава приводится в сравнении с модифицированной Плавкой Е.
На основании этой Таблицы и фигур можно сделать вывод о том, что желаемые свойства могут быть получены в сплаве, содержащем 25-32% железа, 18-25% хрома, 3.0-4.5% алюминия, 0.2-0.6% титана, 0.2-0.4% кремния и 0.2-0.5% марганца. Сплав может также содержать иттрий, церий и лантан в количестве до 0.01% каждого. Углерод может присутствовать в количестве до 0.25%, но, как правило, будет присутствовать на уровне менее чем 0.10%. Бор может присутствовать в сплаве до 0.004% и цирконий до 0.025%. Марганец может присутствовать до 0.01%. Следовые количества ниобия могут присутствовать до 0.01%. Каждый из вольфрама и молибдена может присутствовать в количестве до 0.5%. До 0.2% в сплаве может присутствовать кобальт. Никель и примеси - остальное. К тому же, общее содержание алюминия и титана должно быть между 3.4% и 4.2% и отношение хрома к алюминию должно быть примерно от 4.5 до 8. Однако более желательные свойства будут обнаружены в сплавах, которые содержат 26.8-31.8% железа, 18.9-24.3% хрома, 3.1-3.9% алюминия, 0.3-0.4% титана, 0.25-0.35% кремния, до 0.35% марганца, до 0.005% каждого из иттрия, церия и лантана, до 0.06% углерода, менее 0.004% бора, менее 0.01% циркония, никель и примеси - остальное. Предпочтительно, чтобы общее количество алюминия и титана было от 3.4% до 4.2% и чтобы отношение хрома к алюминию было от 5.0 до 7.0.
Можно сделать заключение, что оптимальная композиция сплава для достижения желаемых свойств должна содержать 27.5% железа, 20% хрома, 3.75% алюминия, 0.25% титана, 0.05% углерода, 0.3% кремния, 0.25% марганца, до 0.015% следовые количества церия и лантана, никель и примеси - остальное.
Несмотря на то, что было дано описание определенных предпочтительных вариантов сплава, необходимо понимать, что этот сплав ими не ограничивается и может быть осуществлен разными способами в пределах приведенной ниже формулы изобретения.
Claims (8)
1. Жаропрочный, стойкий к окислению сплав, пригодный для сварки, содержащий, мас.%: 25-32 железа, 18-25 хрома, 3,0-4,5 алюминия, 0,2-0,6 титана, 0,2-0,4 кремния, 0,2-0,5 марганца, до 2,0 кобальта, до 0,5 молибдена, до 0,5 вольфрама, до 0,01 магния, до 0,25 углерода, до 0,025 циркония, до 0,01 иттрия, до 0,01 церия, до 0,01 лантана, никель и примеси - остальное, причем содержание Al+Ti составляет от 3,4 до 4,2, а хром и алюминий присутствуют в таких количествах, чтобы отношение Cr/Al составляло от 4,5 до 8.
2. Сплав по п.1, отличающийся тем, что он содержит, мас.%: 26,8-31,8 железа, 18,9-24,3 хрома, 3,1-3,9 алюминия, 0,3-0,4 титана, 0,25-0,35 кремния, 0,2-0,4 марганца, до 0,005 каждого из иттрия, церия и лантана, до 0,06 углерода, менее 0,004 бора, менее 0,01 циркония, никель и примеси - остальное.
3. Сплав по п.1, отличающийся тем, что содержание Al+Ti составляет от 3,8 до 4,2 мас.%.
4. Сплав по п.1, отличающийся тем, что содержание Al+Ti составляет от 3,9 до 4,1 мас.%.
5. Сплав по п.1, отличающийся тем, что отношение Cr/Al составляет от 5,0 до 7,0.
6. Сплав по п.1, отличающийся тем, что отношение Cr/Al составляет от 5,2 до 7,0.
7. Сплав по п.1, отличающийся тем, что ниобий присутствует в качестве примеси в количестве, не превышающем 0,15 мас.%.
8. Жаропрочный, стойкий к окислению сплав, пригодный для сварки, включающий следующие компоненты, мас.%: 27,5 железа, 20 хрома, 3,75 алюминия, 0,25 титана, 0,05 углерода, 0,3 кремния, 0,25 марганца, никель и примеси - остальное.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US12/001,528 | 2007-12-12 | ||
US12/001,528 US8506883B2 (en) | 2007-12-12 | 2007-12-12 | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium-aluminum alloy |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2008149046A RU2008149046A (ru) | 2010-06-20 |
RU2507290C2 true RU2507290C2 (ru) | 2014-02-20 |
Family
ID=40289827
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2008149046/02A RU2507290C2 (ru) | 2007-12-12 | 2008-12-12 | Пригодный для сварки, жаропрочный, стойкий к окислению сплав |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US8506883B2 (ru) |
EP (1) | EP2072627B1 (ru) |
JP (1) | JP5394715B2 (ru) |
KR (1) | KR101668359B1 (ru) |
CN (2) | CN105002396A (ru) |
AU (1) | AU2008255259B2 (ru) |
CA (1) | CA2645596C (ru) |
DK (1) | DK2072627T3 (ru) |
ES (1) | ES2465475T3 (ru) |
GB (1) | GB2455487B (ru) |
PL (1) | PL2072627T3 (ru) |
RU (1) | RU2507290C2 (ru) |
TW (1) | TWI391496B (ru) |
Families Citing this family (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9551051B2 (en) * | 2007-12-12 | 2017-01-24 | Haynes International, Inc. | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium aluminum alloy |
TWI392749B (zh) * | 2009-12-17 | 2013-04-11 | Ind Tech Res Inst | 易壓延之合金材料 |
JP4835770B1 (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-14 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
CA2861581C (en) | 2011-12-30 | 2021-05-04 | Scoperta, Inc. | Coating compositions |
CN103361536B (zh) * | 2013-05-23 | 2015-04-15 | 苏州贝思特金属制品有限公司 | 一种全奥氏体低碳镍铁铬合金无缝管 |
WO2015081209A1 (en) | 2013-11-26 | 2015-06-04 | Scoperta, Inc. | Corrosion resistant hardfacing alloy |
CA2951628C (en) | 2014-06-09 | 2024-03-19 | Scoperta, Inc. | Crack resistant hardfacing alloys |
EP3234209A4 (en) | 2014-12-16 | 2018-07-18 | Scoperta, Inc. | Tough and wear resistant ferrous alloys containing multiple hardphases |
AU2016317860B2 (en) | 2015-09-04 | 2021-09-30 | Scoperta, Inc. | Chromium free and low-chromium wear resistant alloys |
CA2996175C (en) | 2015-09-08 | 2022-04-05 | Scoperta, Inc. | Non-magnetic, strong carbide forming alloys for powder manufacture |
EP3374536A4 (en) | 2015-11-10 | 2019-03-20 | Scoperta, Inc. | TWO WIRE ARC FLOORING MATERIALS WITH CONTROLLED OXIDATION |
CN105463288B (zh) * | 2016-01-27 | 2017-10-17 | 大连理工大学 | 高强高塑耐氯离子腐蚀的铸造合金及其制备方法 |
PL3433393T3 (pl) | 2016-03-22 | 2022-01-24 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | W pełni odczytywalna powłoka natryskiwana termicznie |
CN107326217A (zh) * | 2017-06-27 | 2017-11-07 | 西北工业大学 | 一种含铌高碳镍铁基合金及制备方法 |
WO2020086971A1 (en) | 2018-10-26 | 2020-04-30 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Corrosion and wear resistant nickel based alloys |
CN112375954A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-02-19 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种低成本高强抗氧化铁镍基合金及其制备方法 |
CN112877514B (zh) * | 2021-01-12 | 2022-05-17 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | Ni-Cr-Fe-Al合金板材热处理方法及Ni-Cr-Fe-Al合金板材 |
CN114032419B (zh) * | 2021-11-09 | 2022-05-17 | 重庆三耐科技有限责任公司 | 一种铝镍钨中间合金及其制备方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1512984A (en) * | 1974-06-17 | 1978-06-01 | Cabot Corp | Oxidation resistant nickel alloys and method of making the same |
US4671931A (en) * | 1984-05-11 | 1987-06-09 | Herchenroeder Robert B | Nickel-chromium-iron-aluminum alloy |
RU2285059C1 (ru) * | 2005-03-24 | 2006-10-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный сплав на основе никеля и изделие, выполненное из этого сплава |
RU2005117714A (ru) * | 2004-09-03 | 2006-12-20 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. (Us) | Сплав для газотурбинных двигателей |
Family Cites Families (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1147574A (en) * | 1967-02-28 | 1969-04-02 | Int Nickel Ltd | Heat-treatment of iron-nickel-chromium-aluminium alloys |
GB1230396A (ru) * | 1968-07-09 | 1971-04-28 | ||
US4010309A (en) * | 1974-06-10 | 1977-03-01 | The International Nickel Company, Inc. | Welding electrode |
US4460542A (en) * | 1982-05-24 | 1984-07-17 | Cabot Corporation | Iron-bearing nickel-chromium-aluminum-yttrium alloy |
US4685427A (en) * | 1986-12-08 | 1987-08-11 | Inco Alloys International, Inc. | Alloy for composite tubing in fluidized-bed coal combustor |
ATE113997T1 (de) * | 1989-12-15 | 1994-11-15 | Inco Alloys Int | Oxidationsbeständige legierungen mit niedrigem ausdehnungskoeffizient. |
DE4111821C1 (ru) * | 1991-04-11 | 1991-11-28 | Vdm Nickel-Technologie Ag, 5980 Werdohl, De | |
JPH0598397A (ja) | 1991-10-01 | 1993-04-20 | Mitsubishi Materials Corp | 高温耐食性に優れたFe基耐熱合金 |
DE69202965T2 (de) | 1991-12-20 | 1996-03-14 | Inco Alloys Ltd | Gegen hohe Temperatur beständige Ni-Cr-Legierung. |
KR940014865A (ko) * | 1992-12-11 | 1994-07-19 | 에드워드 에이. 스틴 | 고온 저항성 니켈-크롬 합금 |
JPH06271993A (ja) | 1993-03-19 | 1994-09-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
US5660938A (en) * | 1993-08-19 | 1997-08-26 | Hitachi Metals, Ltd., | Fe-Ni-Cr-base superalloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
JPH0841596A (ja) * | 1994-07-26 | 1996-02-13 | Nkk Corp | 耐溶融炭酸塩腐食性に優れた高Al合金鋼 |
JP3565661B2 (ja) | 1996-08-06 | 2004-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と電気伝導性に優れた溶融塩電気分解電極用ステンレス鋼 |
US5951789A (en) | 1996-10-25 | 1999-09-14 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
JPH1112669A (ja) * | 1997-06-27 | 1999-01-19 | Hitachi Ltd | オーステナイト系溶着金属およびその製法 |
DE102006019590A1 (de) * | 2006-04-27 | 2007-10-31 | Degussa Gmbh | Reaktionsbehälter für die Herstellung von Schwefelwasserstoff |
-
2007
- 2007-12-12 US US12/001,528 patent/US8506883B2/en active Active
-
2008
- 2008-10-23 TW TW097140729A patent/TWI391496B/zh active
- 2008-11-13 EP EP08169017.4A patent/EP2072627B1/en active Active
- 2008-11-13 DK DK08169017.4T patent/DK2072627T3/da active
- 2008-11-13 ES ES08169017.4T patent/ES2465475T3/es active Active
- 2008-11-13 PL PL08169017T patent/PL2072627T3/pl unknown
- 2008-12-02 CA CA2645596A patent/CA2645596C/en active Active
- 2008-12-02 CN CN201510453945.3A patent/CN105002396A/zh active Pending
- 2008-12-02 CN CNA2008101833252A patent/CN101457316A/zh active Pending
- 2008-12-11 JP JP2008315922A patent/JP5394715B2/ja active Active
- 2008-12-11 AU AU2008255259A patent/AU2008255259B2/en active Active
- 2008-12-11 GB GB0822550A patent/GB2455487B/en active Active
- 2008-12-12 RU RU2008149046/02A patent/RU2507290C2/ru active
- 2008-12-12 KR KR1020080126744A patent/KR101668359B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1512984A (en) * | 1974-06-17 | 1978-06-01 | Cabot Corp | Oxidation resistant nickel alloys and method of making the same |
US4671931A (en) * | 1984-05-11 | 1987-06-09 | Herchenroeder Robert B | Nickel-chromium-iron-aluminum alloy |
RU2005117714A (ru) * | 2004-09-03 | 2006-12-20 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. (Us) | Сплав для газотурбинных двигателей |
RU2285059C1 (ru) * | 2005-03-24 | 2006-10-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный сплав на основе никеля и изделие, выполненное из этого сплава |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
TW200938639A (en) | 2009-09-16 |
TWI391496B (zh) | 2013-04-01 |
DK2072627T3 (da) | 2014-05-19 |
CA2645596C (en) | 2013-02-05 |
CA2645596A1 (en) | 2009-06-12 |
GB2455487B (en) | 2011-11-09 |
US20090155119A1 (en) | 2009-06-18 |
GB0822550D0 (en) | 2009-01-14 |
EP2072627A1 (en) | 2009-06-24 |
CN105002396A (zh) | 2015-10-28 |
CN101457316A (zh) | 2009-06-17 |
JP2009144245A (ja) | 2009-07-02 |
JP5394715B2 (ja) | 2014-01-22 |
US8506883B2 (en) | 2013-08-13 |
EP2072627B1 (en) | 2014-04-02 |
AU2008255259B2 (en) | 2012-11-01 |
ES2465475T3 (es) | 2014-06-05 |
KR101668359B1 (ko) | 2016-10-21 |
AU2008255259A1 (en) | 2009-07-02 |
KR20090063162A (ko) | 2009-06-17 |
PL2072627T3 (pl) | 2014-08-29 |
GB2455487A (en) | 2009-06-17 |
RU2008149046A (ru) | 2010-06-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2507290C2 (ru) | Пригодный для сварки, жаропрочный, стойкий к окислению сплав | |
JP4387940B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
CN102171373B (zh) | Ni基耐热合金 | |
RU2599324C2 (ru) | Хромоникелевоалюминиевый сплав с хорошими показателями обрабатываемости, предела ползучести и коррозионной стойкости | |
RU2650659C2 (ru) | ЛЕГКООБРАБАТЫВАЕМЫЕ, ВЫСОКОПРОЧНЫЕ, СТОЙКИЕ К ОКИСЛЕНИЮ Ni-Cr-Co-Mo-Al-СПЛАВЫ | |
RU2605022C1 (ru) | Хромоникелевый сплав с хорошими показателями обрабатываемости, предела ползучести и коррозионной стойкости | |
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 | |
CN104471089B (zh) | 具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途 | |
EP2479302B1 (en) | Ni-based heat resistant alloy, gas turbine component and gas turbine | |
EP2826877A2 (en) | Hot-forgeable Nickel-based superalloy excellent in high temperature strength | |
JP5661938B2 (ja) | Ni−Fe−Cr−Mo−合金 | |
KR20150114543A (ko) | 규소, 알루미늄 및 크롬을 함유하는 니켈계 합금 | |
JPWO2009154161A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金ならびにこの合金からなる耐熱耐圧部材とその製造方法 | |
WO2012112844A1 (en) | HIGH TEMPERATURE LOW THERMAL EXPANSION Ni-Mo-Cr ALLOY | |
WO2009158332A2 (en) | Ni-co-cr high strength and corrosion resistant welding product and method of preparation | |
US9551051B2 (en) | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium aluminum alloy | |
CA2291051A1 (en) | Nickel-chromium-molybdenum alloy | |
JP5880836B2 (ja) | 析出強化型耐熱鋼及びその加工方法 | |
JP2003527485A (ja) | 耐蝕性オーステナイト合金 | |
EP0091308B1 (en) | Corrosion resistant nickel base alloy | |
SE431660B (sv) | Smidbar austenitisk nickellegering | |
RU2808314C2 (ru) | Способ получения порошка из никелевого сплава с хорошей коррозионной стойкостью и высоким пределом прочности при растяжении и его применение (варианты) | |
JPH10226837A (ja) | ガスタービンディスク用耐熱鋼 | |
JPH07316699A (ja) | 高硬度および高強度を有する耐食性窒化物分散型Ni基合金 | |
JPH0577739B2 (ru) |