RU2700346C1 - Heat-resistant alloy - Google Patents
Heat-resistant alloy Download PDFInfo
- Publication number
- RU2700346C1 RU2700346C1 RU2019118323A RU2019118323A RU2700346C1 RU 2700346 C1 RU2700346 C1 RU 2700346C1 RU 2019118323 A RU2019118323 A RU 2019118323A RU 2019118323 A RU2019118323 A RU 2019118323A RU 2700346 C1 RU2700346 C1 RU 2700346C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- heat
- austenitic
- nickel
- resistant
- Prior art date
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
- 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
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургической отрасли промышленности, в частности к жаропрочным хромоникелевым сплавам аустенитного класса с интерметаллидным упрочнением, и может найти широкое применение в производстве реакционных труб для агрегатов аммиака и метанола с рабочими температурами 800-950°С и давлением 2,5-5 МПа и в нефтегазоперерабатывающих установках с режимами эксплуатации от 950 до 1160°С и давлением до 0,7 МПа.The invention relates to the metallurgical industry, in particular to heat-resistant austenitic chromium-nickel alloys with intermetallic hardening, and can be widely used in the production of reaction tubes for ammonia and methanol aggregates with operating temperatures of 800-950 ° C and a pressure of 2.5-5 MPa and in oil and gas processing plants with operating modes from 950 to 1160 ° C and pressure up to 0.7 MPa.
По мнению многих исследователей, в зависимости от температуры пиролиза углеводородов срок службы центробежно-литых труб из известных сплавов варьирует от 10000 до 65000 часов, после чего их необходимо заменять, т.к. прочность стали в рабочих условиях (температура, давление) резко понижается, что может привести к разгерметизации трубы и аварийной остановке печи риформинга.According to many researchers, depending on the temperature of the pyrolysis of hydrocarbons, the service life of centrifugally cast pipes from known alloys varies from 10,000 to 65,000 hours, after which they must be replaced, because steel strength under operating conditions (temperature, pressure) drops sharply, which can lead to pipe depressurization and an emergency stop of the reforming furnace.
Ситуация осложняется тем, что при промышленном пиролизе нефтяных фракций и низших углеводородов происходят не только процессы деструкции и изомеризации, но и образования значительных количеств кокса, отлагающегося на внутренней поверхности реакционных труб. Диффундируя внутрь сплава, он способен реагировать с железом с образованием цементитов, при контакте которых с водородом выделяется метан, вызывающий появление многочисленных трещин. В результате протекания водородной коррозии существенно снижаются механические и другие показатели металла.The situation is complicated by the fact that during the industrial pyrolysis of oil fractions and lower hydrocarbons, not only degradation and isomerization processes occur, but also the formation of significant amounts of coke deposited on the inner surface of the reaction tubes. By diffusing into the alloy, it is able to react with iron with the formation of cementites, upon contact of which methane is released with hydrogen, causing the appearance of numerous cracks. As a result of hydrogen corrosion, the mechanical and other parameters of the metal are significantly reduced.
Так, термическое разложение н-бутана происходит в соответствии с нижеприведенной схемой:So, thermal decomposition of n-butane occurs in accordance with the scheme below:
С4Н10→С2Н4+С2Н6 C 4 H 10 → C 2 H 4 + C 2 H 6
С2Н4→СН4+СC 2 H 4 → CH 4 + C
Для подавления коксообразования широко используют различные технологические приемы, в частности совместную подачу водяного пара и углеводорода. Наряду с этим практикуется отжиг отложившегося кокса. Для этого используется принцип реактора - регенератора, заключающийся в периодическом отключении реакционных труб от технологического процесса и подачей в нагретую трубу водяного пара.To suppress coke formation, various technological methods are widely used, in particular, the combined supply of water vapor and hydrocarbon. Along with this, annealing of deposited coke is practiced. For this, the principle of the reactor - regenerator is used, which consists in periodically disconnecting the reaction tubes from the process and supplying steam to the heated tube.
При этом происходит локальное воспламенение кокса и движение фронта пламени вдоль реакционной трубы вплоть до полного выжига отложившегося углерода. Это сопровождается повышением температуры поверхности труб и способствует накоплению локальных напряжений в сплаве. Отказ от удаления коксовых отложений существенно ухудшает теплоперенос через стенку трубы и может привести к так называемому прогару.In this case, local ignition of coke and the movement of the flame front along the reaction tube up to the complete burning of the deposited carbon occurs. This is accompanied by an increase in the surface temperature of the pipes and contributes to the accumulation of local stresses in the alloy. Failure to remove coke deposits significantly worsens heat transfer through the pipe wall and can lead to so-called burnout.
Считается общепринятым, что повреждение реакционных труб в трубчатых печах производства олефинов, происходит вследствие одновременного воздействия термических нагрузок и деформаций, возникающих из-за высокого давления конвертированного газа внутри трубы. Суммарные напряжения с эффектом науглероживания вызывают ползучесть, которая затрагивает преимущественно внутреннюю поверхность труб.It is generally accepted that damage to the reaction tubes in tube furnaces for the production of olefins occurs due to the simultaneous exposure to thermal loads and deformations arising from the high pressure of the converted gas inside the tube. The total stresses with the carburizing effect cause creep, which affects mainly the inner surface of the pipes.
В свою очередь ползучесть сплава вблизи границ аустенитных зерен приводит к возникновению пустот, в дальнейшем выстраивающихся в протяженные линии и приводящих к возникновению глубоких микротрещин.In turn, the creep of the alloy near the boundaries of the austenitic grains leads to the appearance of voids, which subsequently line up in extended lines and lead to deep microcracks.
Подразделяют следующие три стадии этого явления.The following three stages of this phenomenon are divided.
На начальном этапе эксплуатации реакционных труб, в процессе упрочнения металла скорость деформации снижается. При этом происходит замедление перемещения микроэлементов в структуре сплава, однако наблюдается образования микропор на границе зерен и фаз.At the initial stage of operation of the reaction tubes, in the process of hardening the metal, the strain rate decreases. In this case, there is a slowdown in the movement of trace elements in the alloy structure, however, micropores are observed at the boundary of grains and phases.
Вторичная стадия ползучести обусловлена старением жаропрочного сплава и сопровождается увеличением диаметра труб с постоянной, но медленной скоростью. На данном этапе происходит рост и объединение соседних микропор и этот негативный процесс сопровождается ощутимым снижением прочностных характеристик стали.The secondary creep stage is due to aging of the heat-resistant alloy and is accompanied by an increase in pipe diameter with a constant but slow speed. At this stage, the growth and association of neighboring micropores occurs and this negative process is accompanied by a noticeable decrease in the strength characteristics of steel.
Третичная ползучесть характеризуется высокой скоростью деформации и объединением микротрещин в глубокие трещины, размером превышающих параметры аустенитного зерна.Tertiary creep is characterized by a high rate of deformation and the union of microcracks into deep cracks larger than the austenitic grain size.
Возрастающая скорость деформации в конечном итоге приводит к разрушению реакционной трубы из жаропрочного сплава.The increasing strain rate ultimately leads to the destruction of the reaction tube of a heat-resistant alloy.
Для увеличения работоспособности реакционных труб крайне важно определить момент окончания вторичной ползучести, а также отодвинуть процесс наступления третичной ползучести, при которой пустоты на границах зерен разрастаются вплоть до образования глубоких трещин.To increase the working capacity of the reaction tubes, it is extremely important to determine the moment of completion of the secondary creep, as well as to postpone the process of the onset of tertiary creep, in which voids at the grain boundaries grow until deep cracks form.
Одной из возможных причин недостаточно высокой жаропрочности труб, изготовленных из известных жаропрочных хромоникелевых сплавов, является увеличенный относительный размер частиц вторичных карбидов, их низкая однородность и неравномерность распределения в металле. С другой стороны, многие исследователи справедливо полагают, что механизм упрочнения сплава гораздо сложнее и не может быть объяснен только с позиций карбидной теории (См. Попова И.П. «Исследование сопротивления разрушению сплава базовой композицией 45Х25Н35С2Б и разработка методов оценки работоспособности реакционных змеевиков высокотемпературных установок пиролиза». Дисс. на соискание ученой степени канд. техн. наук. 2014. ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей»).One of the possible reasons for the insufficiently high heat resistance of pipes made of known heat-resistant chromium-nickel alloys is an increased relative particle size of secondary carbides, their low uniformity and uneven distribution in the metal. On the other hand, many researchers rightly believe that the mechanism of alloy hardening is much more complicated and cannot be explained only from the point of view of carbide theory (see Popova I.P. “Investigation of the resistance to alloy destruction by the basic composition 45X25H35S2B and the development of methods for assessing the performance of reaction coils of high-temperature installations pyrolysis ". The dissertation for the degree of candidate of technical sciences. 2014. FSUE CRI CM" Prometheus ").
В то же время нельзя отрицать, что формирование карбидов в микроструктуре металла все же приводит к определенному позитивному торможению его ползучести. Известно, что по своей структуре карбиды подразделяют на два типа: первичные карбиды, которые образуются в процессе затвердевания в виде тонкой сетки на границах аустенитных зерен и вторичные карбиды, формирующиеся при высокотемпературной нагрузке реакционных труб. В ходе эксплуатации труб они осаждаются в виде мелко диспергированных частиц не по границам, а в самих аустенитных зернах жаропрочного сплава (процесс старения). Каждая частица вторичного карбида на уровне микроструктуры действует как своеобразное препятствие, предотвращающее деформационный сдвиг.At the same time, it cannot be denied that the formation of carbides in the microstructure of the metal nevertheless leads to a certain positive inhibition of its creep. It is known that carbides are divided into two types according to their structure: primary carbides, which are formed in the process of solidification in the form of a thin mesh at the boundaries of austenitic grains, and secondary carbides, which form under high temperature loading of reaction tubes. During the operation of pipes, they are deposited in the form of finely dispersed particles not along the boundaries, but in the austenitic grains of the heat-resistant alloy themselves (aging process). Each secondary carbide particle at the microstructure level acts as a kind of obstacle that prevents deformation shear.
В зависимости от состава жаропрочного сплава, условий его получения и эксплуатации наряду с карбидами в нем формируются различные интерметаллиды, которые не только препятствуют процессу ползучести и науглероживания внутренней поверхности реакционных труб, но существенно повышают их эксплуатационный ресурс.Depending on the composition of the heat-resistant alloy, the conditions for its production and operation, various intermetallic compounds are formed along with carbides in it, which not only impede the creep and carburization of the inner surface of the reaction tubes, but significantly increase their service life.
Именно с позиций образования карбидов и интерметаллидов следует осуществлять целенаправленное рецептуростроение аустенитных сплавов с повышенным ресурсом работы в сравнении с опубликованными техническими решениями.It is from the standpoint of the formation of carbides and intermetallic compounds that purposeful formulation of austenitic alloys with an increased service life should be carried out in comparison with published technical solutions.
Известен жаропрочный сплав [RU №2581322, кл. С22С 30/00; С22С 38/60; С22С 38/50, опубл. 20.04.2016], содержащий, мас. %: углерод 0,35÷0,45; хром 24,0÷27,0; никель 34,0÷36,0; ниобий 1,30÷1,70; кремний 1,1995÷1,59; марганец 1,0005÷1,51; ванадий 0,0005÷0,20; титан 0,0005÷0,10; алюминий 0,0005÷0,10; иттрий >0÷0,001; кислород >0,0005÷0,028; >водород 0,0005÷0,0025; азот >0,0005÷0,095; серу ≤0,03; фосфор ≤0,03; свинец ≤0,009; олово ≤0,009; мышьяк ≤0,009; цинк ≤0,009; сурьму ≤0,009; молибден ≤0,5; медь ≤0,2; железо - остальное.Heat-resistant alloy is known [RU No. 2581322, class. C22C 30/00; C22C 38/60; C22C 38/50, publ. 04/20/2016], containing, by weight. %: carbon 0.35 ÷ 0.45; chrome 24.0 ÷ 27.0; nickel 34.0 ÷ 36.0; niobium 1.30 ÷ 1.70; silicon 1.1995 ÷ 1.59; manganese 1,0005 ÷ 1,51; vanadium 0.0005 ÷ 0.20; titanium 0.0005 ÷ 0.10; aluminum 0.0005 ÷ 0.10; yttrium> 0 ÷ 0.001; oxygen> 0.0005 ÷ 0.028; > hydrogen 0.0005 ÷ 0.0025; nitrogen> 0.0005 ÷ 0.095; sulfur ≤0.03; phosphorus ≤0.03; lead ≤0.009; tin ≤0.009; arsenic ≤0.009; zinc ≤0.009; antimony ≤0.009; molybdenum ≤0.5; copper ≤0.2; iron is the rest.
Реакционные трубы на его основе изготавливаются методом центробежного литья с последующей механической обработкой трубных заготовок по внутренней поверхности для удаления дефектов металлургического происхождения и сваркой с целью получения требуемой длины.Reaction tubes based on it are made by centrifugal casting followed by machining of the tube blanks on the inner surface to remove defects of metallurgical origin and welding to obtain the required length.
Недостатком представленного технического решения является снижение ресурса работы реакционных труб при превышении указанных в нем концентраций кислорода, водорода и азота, что свидетельствует о нестабильности структуры литого сплава в реальных условиях эксплуатации. В результате этого повышается склонность металла к образованию горячих трещин на реакционных трубах в печах риформинга агрегатов аммиака и метанола, и на нефтеперерабатывающих установках.The disadvantage of the presented technical solution is the reduction in the life of the reaction tubes when the concentrations of oxygen, hydrogen and nitrogen indicated in it are exceeded, which indicates the instability of the structure of the cast alloy in real operating conditions. As a result of this, the tendency of the metal to form hot cracks in reaction tubes in reforming furnaces of ammonia and methanol aggregates, and in oil refineries, is increased.
Известен жаропрочный сплав, описанный в [RU №2632497, кл. С22С 30/00; С22С 19/05, опубл. 05.10.2017], и содержащий, мас. %: углерод 0,35÷0,45; хром 24,0÷27,0; никель 34,0÷36,0; ниобий 0,50÷1,20; кремний 1,20÷1,60; марганец 1,00÷1,50; титан 0,05÷0,20; цирконий 0,03÷0,12; церий 0,005÷0,10; вольфрам ≤0,25; алюминий >0÷0,05; серу ≤0,02; фосфор ≤0,02; свинец ≤0,007; олово ≤0,007; мышьяк ≤0,007; цинк ≤0,007; сурьму ≤0,007; азот >0,0005÷0,095; молибден ≤0,5; медь ≤0,2; иттрий >0÷0,001; водород >0,0005÷0,0025; кислород >0,0005÷0,028; железо - остальное.Known heat-resistant alloy described in [RU No. 2632497, class. C22C 30/00; C22C 19/05, publ. 10/05/2017], and containing, wt. %: carbon 0.35 ÷ 0.45; chrome 24.0 ÷ 27.0; nickel 34.0 ÷ 36.0; niobium 0.50 ÷ 1.20; silicon 1.20 ÷ 1.60; manganese 1.00 ÷ 1.50; titanium 0.05 ÷ 0.20; zirconium 0.03 ÷ 0.12; cerium 0.005 ÷ 0.10; tungsten ≤0.25; aluminum> 0 ÷ 0.05; sulfur ≤0.02; phosphorus ≤0.02; lead ≤0.007; tin ≤0.007; arsenic ≤0.007; zinc ≤0.007; antimony ≤0.007; nitrogen> 0.0005 ÷ 0.095; molybdenum ≤0.5; copper ≤0.2; yttrium> 0 ÷ 0.001; hydrogen> 0.0005 ÷ 0.0025; oxygen> 0.0005 ÷ 0.028; iron is the rest.
Он близок к вышерассмотренному составу и по указанной причине для данного жаропрочного сплава характерны те же существенные недостатки. К этому следует добавить невысокий уровень предела длительной прочности, полученный при температурах вблизи 1000°С.It is close to the composition considered above and for the indicated reason, the same significant disadvantages are characteristic of this heat-resistant alloy. To this should be added a low level of tensile strength obtained at temperatures near 1000 ° C.
Наиболее близким по технической сущности является жаропрочный сплав, описанный в [RU №2393260, МПК С22С 30/00, опубл. 27.06.2010] и имеющий состав, мас. %: углерод 0,30÷0,40; хром 20÷23; никель 30÷33; ниобий 1,0÷1,7; церий 0,07÷0,11; кремний 0,45÷0,95; марганец 0,8÷1,45; ванадий 0,0005÷0,15; титан 0,0005÷0,15; алюминий 0,0005÷0,10; вольфрам 0,05-0,5; железо и примеси - остальное. При этом содержание примесей не превышает следующих значений, мас. %.: сера - 0,02; фосфор - 0,02; свинец - 0,01; олово - 0,01; мышьяк - 0,01; цинк - 0,01; молибден - 0,25; кобальт - 0,1; медь - 0.2.The closest in technical essence is a heat-resistant alloy described in [RU No. 2393260, IPC С22С 30/00, publ. 06/27/2010] and having a composition, wt. %: carbon 0.30 ÷ 0.40; chrome 20 ÷ 23; nickel 30 ÷ 33; niobium 1.0 ÷ 1.7; cerium 0.07 ÷ 0.11; silicon 0.45 ÷ 0.95; manganese 0.8 ÷ 1.45; vanadium 0.0005 ÷ 0.15; titanium 0.0005 ÷ 0.15; aluminum 0.0005 ÷ 0.10; tungsten 0.05-0.5; iron and impurities - the rest. The content of impurities does not exceed the following values, wt. % .: sulfur - 0.02; phosphorus - 0.02; lead - 0.01; tin - 0.01; arsenic - 0.01; zinc - 0.01; molybdenum - 0.25; cobalt - 0.1; copper - 0.2.
Основным техническим результатом, достигаемым при реализации данного технического решения, является улучшение однородности структуры аустенитных зерен в сплаве, достижение высоких значений предела длительной прочности при температуре 960°С за 100000 часов испытаний.The main technical result achieved by the implementation of this technical solution is to improve the uniformity of the structure of austenitic grains in the alloy, to achieve high values of long-term strength at a temperature of 960 ° C for 100,000 hours of testing.
К недостаткам данного сплава можно отнести ограничение ресурса работы оборудования на его основе вблизи экстремально высоких температур (свыше 1150°С) из-за усиления науглероживания поверхности металла.The disadvantages of this alloy include the limited life of the equipment based on it near extremely high temperatures (above 1150 ° C) due to the increased carbonization of the metal surface.
Технической задачей изобретения является оптимизация структуры и состава жаропрочного сплава аустенитного класса с целью повышения его механических показателей, жаропрочности и трещиностойкости.An object of the invention is to optimize the structure and composition of the heat-resistant alloy of the austenitic class in order to increase its mechanical properties, heat resistance and crack resistance.
Указанный технический результат достигается за счет того, что в жаропрочном сплаве содержатся, мас. %: аустенитная матрица в количестве 90÷95; интерметаллид состава Cr(22÷56)Fe(4÷7)Ni-(3÷8) и интерметаллид Nb(25÷35)Cr(2,5÷3,5)(FeNiTi)(0,9÷1,1) - (1÷3), при следующем содержании элементов, мас. %: углерод 0,30÷0,50; кремний 0,8÷1,70; марганец 0,9÷1,50; хром 24,0÷27,0; никель 33,0÷36,0; ниобий 0,8÷1,9; титан 0,11÷0,25; цирконий 0,0005÷0,10; церий >0÷0,05; лантан 0,005÷0,10; вольфрам 0,11÷0,25; алюминий 0,0005÷0,10; ванадий 0,0005÷0,20; кобальт 0,0005÷0,10; молибден 0,0005÷0,10; сера ≤0,02; фосфор ≤0,02; свинец ≤0,007; олово ≤0,007; мышьяк ≤0,007; цинк ≤0,007; сурьма ≤0,007; азот ≤0,01; медь ≤0,1; железо остальное.The specified technical result is achieved due to the fact that the heat-resistant alloy contains, by weight. %: austenitic matrix in an amount of 90 ÷ 95; intermetallic compound Cr (22 ÷ 56) Fe (4 ÷ 7) Ni- (3 ÷ 8) and intermetallic compound Nb (25 ÷ 35) Cr (2 , 5 ÷ 3,5) (FeNiTi) (0 , 9 ÷ 1,1 ) - (1 ÷ 3), with the following content of elements, wt. %: carbon 0.30 ÷ 0.50; silicon 0.8 ÷ 1.70; manganese 0.9 ÷ 1.50; chrome 24.0 ÷ 27.0; nickel 33.0 ÷ 36.0; niobium 0.8 ÷ 1.9; titanium 0.11 ÷ 0.25; zirconium 0.0005 ÷ 0.10; cerium> 0 ÷ 0.05; lanthanum 0.005 ÷ 0.10; tungsten 0.11 ÷ 0.25; aluminum 0.0005 ÷ 0.10; vanadium 0.0005 ÷ 0.20; cobalt 0.0005 ÷ 0.10; molybdenum 0.0005 ÷ 0.10; sulfur ≤0.02; phosphorus ≤0.02; lead ≤0.007; tin ≤0.007; arsenic ≤0.007; zinc ≤0.007; antimony ≤0.007; nitrogen ≤0.01; copper ≤0.1; iron the rest.
При рецептуростроении заявленного сплава приняты во внимание следующие обстоятельства:In the formulation of the claimed alloy, the following circumstances are taken into account:
- растворенный в металле азот выступает как аустенизатор, однако повышение его концентрации свыше 0,01 мас. % нежелательно, так как это может привести к излишнему расходу циркония и лантана на его связывание;- nitrogen dissolved in the metal acts as an austenitizer, however, an increase in its concentration in excess of 0.01 wt. % undesirable, as this can lead to excessive consumption of zirconium and lanthanum to bind it;
- содержание хрома и никеля, являющихся основными элементами заявляемого сплава, влияющими на его жаростойкость, повышено по сравнению с прототипом, что обеспечивает необходимую технологичность при центробежном литье реакционных труб, улучшенную однородность распределение в аустенитной матрице большинства тугоплавких элементов, таких как вольфрам, кобальт и молибден, без риска образования охрупчивающих соединений на их основе. Наряду с этим достигается повышение ресурса работы реакционных труб при высоких температурах (в случае агрегатов аммиака он может вырасти со 100000 часов у прототипа до 125 тысяч часов при 850°С и давлении 4,5 МПа).- the content of chromium and nickel, which are the main elements of the inventive alloy, affecting its heat resistance, is increased compared to the prototype, which provides the necessary processability for centrifugal casting of reaction tubes, improved uniformity in the distribution of most refractory elements in the austenitic matrix, such as tungsten, cobalt and molybdenum without the risk of the formation of embrittling compounds based on them. Along with this, an increase in the life of the reaction tubes at high temperatures is achieved (in the case of ammonia aggregates, it can grow from 100,000 hours in the prototype to 125 thousand hours at 850 ° C and a pressure of 4.5 MPa).
Уменьшение содержания хрома и никеля в сплаве ниже 24 и 33 мас. %, соответственно, нецелесообразно, так как будет способствовать снижению густоты интерметаллидной сетки в аустенитной матрице и росту ползучести. При концентрациях рассматриваемых элементов свыше 27 и 36 мас. %, соответственно, изменятся релаксационные характеристики металла, что может проявиться в виде изменения его структуры при высоких температурах.The decrease in the content of chromium and Nickel in the alloy below 24 and 33 wt. %, respectively, is impractical, since it will contribute to a decrease in the density of the intermetallic network in the austenitic matrix and to an increase in creep. At concentrations of the considered elements over 27 and 36 wt. %, respectively, the relaxation characteristics of the metal will change, which can manifest itself in the form of a change in its structure at high temperatures.
Влияние церия как раскислителя в заявленном сплаве усилено лантаном и роль последнего сводится к следующему (См. Д.Е. Каблов и др. Труды ВИАМ, №4(52)2017, С. 22). Имея практически нулевую растворимость в никеле, он, как поверхностно-активный металл, превосходит по эффективности другие лантанойды, в том числе церий. При повышенных температурах лантан сегрегирует на границах γ/γ' - фаз, замедляя на них и через них диффузию атомов и вакансий, что предотвращает огрубление структуры, в том числе развитие рафтинга. В рамках указанного концентрационного интервала данный элемент нейтрализует сегрегацию серы на и вблизи поверхности пор с образованием тугоплавких, химически инертных глобулярных включений, восстанавливая поверхностное натяжение в порах, тормозя их рост и развитие трещин. Выступая в качестве высокоактивной рафинирующей, модифицирующей и микролегирующей добавки, лантан существенно увеличивает жаропрочность.The effect of cerium as a deoxidizing agent in the claimed alloy is enhanced by lanthanum and the role of the latter is as follows (See D.E. Kablov et al. VIAM Proceedings, No. 4 (52) 2017, p. 22). Having practically zero solubility in nickel, it, as a surface-active metal, surpasses other lanthanides, including cerium, in efficiency. At elevated temperatures, lanthanum segregates at the boundaries of the γ / γ 'phases, slowing down the diffusion of atoms and vacancies on them and through them, which prevents coarsening of the structure, including the development of rafting. Within the specified concentration range, this element neutralizes sulfur segregation at and near the surface of pores with the formation of refractory, chemically inert globular inclusions, restoring surface tension in the pores, inhibiting their growth and development of cracks. Acting as a highly active refining, modifying and microalloying additive, lanthanum significantly increases the heat resistance.
Давление паров лантана при температуре 1600°С почти в 2 раза ниже, чем у церия (0,88 и 1,6 Па соответственно), т.е. в условиях плавки он будет удаляться из индукционной печи в 2 раза медленнее. Тем самым увеличится время его пребывание в расплаве и более существенным окажется положительное влияние на весь комплекс свойств получаемой стали;The vapor pressure of lanthanum at a temperature of 1600 ° C is almost 2 times lower than that of cerium (0.88 and 1.6 Pa, respectively), i.e. under melting conditions, it will be removed from the induction furnace 2 times slower. Thus, the time spent in the melt will increase and the positive effect on the whole complex of properties of the resulting steel will be more significant;
В предлагаемом сплаве реализованы три механизма упрочнения (См. Б.Л. Груздев. Свариваемость аустенитных жаропрочных сталей и сплавов. Уфа. УГАТУ. 2014. - 77 с):The proposed alloy implements three hardening mechanisms (See B.L. Gruzdev. Weldability of heat-resistant austenitic steels and alloys. Ufa. USATU. 2014. - 77 s):
1. образование аустенитной матрицы с введением элементов (лантана), снижающих интенсивность диффузионных процессов;1. the formation of an austenitic matrix with the introduction of elements (lanthanum) that reduce the intensity of diffusion processes;
2. формирование аустенитной матрицы с дополнительным ее упрочнением за счет выделения карбидных (вторичных карбидов) и интерметаллидных фаз;2. the formation of the austenitic matrix with its additional hardening due to the precipitation of carbide (secondary carbides) and intermetallic phases;
3. образование аустенитного твердого раствора, способного к эффекту дисперсионного твердения за счет выделения мелкодисперсных интерметаллидных фаз.3. the formation of an austenitic solid solution capable of the effect of dispersion hardening due to the release of finely dispersed intermetallic phases.
В случае одновременного присутствия в сплаве лантана и циркония (в прототипе отсутствует) наряду со снижением концентрации кислорода, азота и серы возможно повышение механических свойств стали. Добавка этих элементов позволяет регулировать размер аустенитных зерен и их однородность. Тем самым решается еще одна важная задача - снижение ползучести сплава при высоких температурах под нагрузкой за счет формирование на аустенитных зернах вторичных упрочняющих карбидов.In the case of the simultaneous presence of lanthanum and zirconium in the alloy (absent in the prototype), along with a decrease in the concentration of oxygen, nitrogen, and sulfur, it is possible to increase the mechanical properties of steel. The addition of these elements allows you to adjust the size of the austenitic grains and their uniformity. This solves another important problem - reducing the creep of the alloy at high temperatures under load due to the formation of secondary hardening carbides on austenitic grains.
В роли карбидообразующих упрочняющих элементов в заявленном сплаве присутствуют молибден, вольфрам, ниобий, титан.In the role of carbide-forming reinforcing elements in the claimed alloy there are molybdenum, tungsten, niobium, titanium.
В качестве важного отличительного признака в предлагаемом сплаве фигурируют аустенитная матрица и два распределенных в ней интерметаллида состава Cr(22÷56)Fe(4÷7)Ni и Nb(25÷35)Cr(2,5÷3,5)(FeNiTi)(0,9÷1,1), обогащенных хромом и ниобием. Благодаря пространственной сетчатой структуре интерметаллидных включений, они также способствуют снижению ползучести металла при статических нагрузках, и подавляют появление трещин при сварке труб. Установленное массовое соотношении матрицы и интерметаллидов (90÷95):(3÷8):(1÷3) является оптимальным и задается составом сплава, условиями его получения в индукционной печи, концентрационными интервалами вводимых элементов, свойствами аустенитной матрицы и распределением в ней интерметаллидных образований. Согласно проведенных исследований важная роль в образовании интерметаллидов и их распределении в реакционных трубах принадлежит также и процессам, протекающим после отливки труб в кокилях.The austenitic matrix and two intermetallic compounds Cr (22 ÷ 56) Fe (4 ÷ 7) Ni and Nb (25 ÷ 35) Cr (2,5 ÷ 3,5) (FeNiTi ) (0.9 ÷ 1.1) enriched in chromium and niobium. Due to the spatial mesh structure of intermetallic inclusions, they also help to reduce the creep of the metal under static loads, and suppress the appearance of cracks in pipe welding. The established mass ratio of the matrix and intermetallic compounds (90 ÷ 95) :( 3 ÷ 8) :( 1 ÷ 3) is optimal and is determined by the composition of the alloy, the conditions for its production in the induction furnace, the concentration intervals of the introduced elements, the properties of the austenitic matrix and the distribution of intermetallic compounds in it formations. According to the studies, an important role in the formation of intermetallic compounds and their distribution in the reaction pipes also belongs to the processes that occur after the casting of pipes in the chill molds.
Подобный подход к проблеме создания сплавов нового поколения позволяет добиться формирования принципиально новых структур на стадиях выплавки стали и ее заливки в кокили при изготовлении реакционных труб, а также достичь существенного улучшения рабочих характеристик металла при различных температурах.A similar approach to the problem of creating new-generation alloys allows us to achieve the formation of fundamentally new structures at the stages of steel smelting and pouring it into chill molds during the manufacture of reaction tubes, as well as to achieve a significant improvement in the performance of the metal at various temperatures.
Вполне понятно, что любые отступления от установленных закономерностей, например замена получаемых интерметаллидов на соединения иного состава, ввод новых элементов или расширение их диапазона в сплаве, операции по закалке литых заготовок и пр., негативно отразятся структуре сплава, термической стабильности интерметаллидов и на параметрах работы реакционных труб и их ресурсе.It is quite clear that any deviations from established patterns, for example, replacing the obtained intermetallic compounds with compounds of a different composition, introducing new elements or expanding their range in the alloy, operations for hardening cast billets, etc., will negatively affect the alloy structure, thermal stability of intermetallic compounds, and work parameters reaction tubes and their resource.
Заявленный жаропрочный хромоникелевый сплав относится к высокоуглеродистым аустенитным и для его выплавки используются только индукционные печи с основной футеровкой с применением чистых шихтовых материалов. Применение указанного способа плавления шихты обеспечивает хорошее диспергирование компонентов сплава, что дополнительно снижает отрицательное воздействие ликвационных процессов.The claimed heat-resistant chromium-nickel alloy refers to high-carbon austenitic alloys and only induction furnaces with a main lining using pure charge materials are used for its smelting. The application of this method of melting the charge provides a good dispersion of the alloy components, which further reduces the negative impact of segregation processes.
Указанный сплав является строго литейным (не является деформируемым, т.е. не поддается прессованию, ковке или прокатке), поэтому не требуется дополнительных мер по существенному ограничению содержания вредных примесей, таких как сера и фосфор, резко снижающих пластичность сплава и не позволяющих производить его деформирование без разрушения. В свою очередь, сера и фосфор в заявленных количествах улучшают обрабатываемость сплава резанием и шлифованием.The specified alloy is strictly foundry (it is not deformable, i.e. it cannot be pressed, forged or rolled), therefore, no additional measures are required to significantly limit the content of harmful impurities, such as sulfur and phosphorus, which sharply reduce the ductility of the alloy and do not allow it to be produced deformation without destruction. In turn, sulfur and phosphorus in the declared amounts improve the machinability of the alloy by cutting and grinding.
Для разработанного сплава сведено к минимуму негативное влияние растворенных в нем кислорода, водорода, подавлена склонность сварных швов к образованию так называемых горячих трещин. Наличие небольших количеств азота (≤0,01% мас.) благоприятно сказывается на поддержании структурной однородности металла в процессе длительной эксплуатации.For the developed alloy, the negative influence of oxygen and hydrogen dissolved in it is minimized, and the tendency of welds to form so-called hot cracks is suppressed. The presence of small amounts of nitrogen (≤0.01% wt.) Favorably affects the maintenance of the structural homogeneity of the metal during long-term operation.
В ходе исследования не отмечено негативное влияние сурьмы и олова, если их содержание не превышает рекомендованного значения.In the course of the study, the negative effect of antimony and tin was not noted if their content does not exceed the recommended value.
Изделия на основе заявляемого жаропрочного хромоникелевого сплава получались из центробежнолитых трубных заготовок или отливок, изготовленных путем заливки расплавленного жаропрочного сплава во вращающийся кокиль или в специально подготовленную форму (для фасонной отливки) с соблюдением строго заданных режимов. При его производстве на завершающей стадии в расплавленный металл вводят в определенной последовательности некоторые легирующие компоненты (титан, церий, ванадий, лантан и др.). В дальнейшем после кристаллизации жаропрочного сплава с заданным градиентом температур полученные литые заготовки подвергались механической обработке без деформации структуры материала, то есть путем расточки.Products based on the inventive heat-resistant chromium-nickel alloy were obtained from centrifugally cast billets or castings made by pouring molten heat-resistant alloy into a rotating chill mold or in a specially prepared mold (for shaped casting) in compliance with strictly specified conditions. During its production at the final stage, certain alloying components (titanium, cerium, vanadium, lanthanum, etc.) are introduced into the molten metal in a certain sequence. Subsequently, after crystallization of the heat-resistant alloy with a given temperature gradient, the obtained cast billets were machined without deformation of the material structure, i.e., by boring.
Основные результаты испытаний были получены при использовании сплавов следующих составов, мас. %:The main test results were obtained using alloys of the following compositions, wt. %:
Пример 1.Example 1
Углерод - 0,43; кремний - 1,60; марганец - 1,20; хром - 25,0; никель 35,0; титан - 0,20; ванадий - 0,08; вольфрам - 0,12; цирконий - 0,07; церий 0,04; лантан - 0,05; ниобий - 1,50; кобальт - 0,005; алюминий - 0,005; молибден 0,04; сера - 0,015; фосфор - 0,01; свинец - 0,003; олово - 0,004; мышьяк - 0,005; цинк - 0,003, сурьма - 0,004; азот - 0,005; медь - 0,06; железо -остальное.Carbon - 0.43; silicon - 1.60; Manganese - 1.20; chrome 25.0; nickel 35.0; titanium - 0.20; vanadium - 0.08; tungsten - 0.12; zirconium - 0.07; cerium 0.04; lanthanum - 0.05; niobium - 1.50; cobalt - 0.005; aluminum - 0.005; molybdenum 0.04; sulfur - 0.015; phosphorus - 0.01; lead - 0.003; tin - 0.004; arsenic - 0.005; zinc - 0.003, antimony - 0.004; nitrogen - 0.005; copper - 0.06; iron is the rest.
Для проведения исследований жаропрочных свойств заявленного сплава от торцевой части изготовленной центробежно-литой трубной заготовки вырезали патрубок длиной 150 мм, из которого изготавливали образцы для испытаний. При этом направление оси вырезаемых образцов совпадало с направлением оси центробежно-литой трубы.To conduct research on the heat-resistant properties of the claimed alloy, a 150 mm length pipe was cut from the end part of the manufactured centrifugally cast tube billet, from which test samples were made. The direction of the axis of the cut samples coincided with the direction of the axis of the centrifugally cast pipe.
Электронно-микроскопическое исследование и микро - рентгеноструктурный анализ проводили с помощью растрового электронного микроскопа Sigma ф. Karl Zeiss, оснащенного аналитической системой ф. EDAX (США) с детектором Apollo и детектором обратно-рассеянных электронов Hikari.Electron microscopic examination and micro - X - ray diffraction analysis were carried out using a Sigma f scanning electron microscope. Karl Zeiss equipped with the analytical system f. EDAX (USA) with Apollo detector and Hikari back-scattered electron detector.
Анализ микроструктуры материала образцов металла на сканирующем электронном микроскопе с помощью детектирования обратно-рассеянных электронов детектором AsB показал наличие в предлагаемом сплаве трех фаз: основной аустенитной матрицы и двух распределенных в ней интерметаллидных фаз, различающихся по контрасту детектирования обратно рассеянных электронов.An analysis of the microstructure of the material of the metal samples on a scanning electron microscope using the detection of backscattered electrons by the AsB detector showed the presence of three phases in the proposed alloy: the main austenitic matrix and two intermetallic phases distributed in it, differing in the contrast of detection of backscattered electrons.
Массовое соотношение аустенитной матрицы и интерметаллидов Cr40Fe4Ni и Nb30Cr3FeNiTi составило 90,8 : 7,5 : 1,7.The mass ratio of the austenitic matrix and intermetallic compounds Cr 40 Fe 4 Ni and Nb 30 Cr 3 FeNiTi was 90.8: 7.5: 1.7.
Среднюю величину зерна определяли в окуляре металлографического микроскопа на матовом стекле (ГОСТ 5639 «Сталь. Методы выявления и определения величины зерна»). Равномерность распределения мелко диспергированных частиц вторичных карбидов в аустенитных зернах жаропрочного сплава оценивалась с помощью коэффициента К, который определяется как отношение К=Rmax/Rmin, где Rmax и Rmin - максимальное и минимальное расстояние между мелко диспергированными частицами вторичных карбидов в аустенитных зернах жаропрочного сплава, соответственно. В известном сплаве-прототипе К=4,0, а в заявленном по примеру 1-3,9, что свидетельствует о повышении однородности диспергированных частиц вторичных карбидов в аустенитных зернах нового сплава.The average grain size was determined in the eyepiece of a metallographic microscope on frosted glass (GOST 5639 "Steel. Methods for the detection and determination of grain size"). The uniformity of the distribution of finely dispersed particles of secondary carbides in austenitic grains of a heat-resistant alloy was estimated using the coefficient K, which is defined as the ratio K = R max / R min , where R max and R min are the maximum and minimum distances between finely dispersed particles of secondary carbides in austenitic grains heat resistant alloy, respectively. In the known prototype alloy, K = 4.0, and in the claimed alloy according to example 1-3.9, which indicates an increase in the uniformity of dispersed particles of secondary carbides in the austenitic grains of the new alloy.
Испытание механических свойств было выполнено при температурах 20 и 960°С на образцах с рабочей частью ф5, длиной 25 мм по ГОСТ 9651 на машине FP- 100/1 при скорости растяжения образца 2 мм/мин.The mechanical properties were tested at temperatures of 20 and 960 ° C on samples with a working part f5, 25 mm long in accordance with GOST 9651 on a FP-100/1 machine with a sample stretching speed of 2 mm / min.
Результаты проведенных испытаний наносили на график жаропрочности в координатах lgτ - lgσ (где τ - время до разрушения, σ - напряжение). Полученный график позволяет прогнозировать напряжение (длительную прочность), при котором изделие из данного сплава разрушилось бы за определенный промежуток времени (τ, час) при заданной температуре (t,°C).The results of the tests were plotted on the heat resistance graph in the coordinates logτ - logσ (where τ is the time to failure, σ is the stress). The resulting graph allows you to predict the voltage (long-term strength) at which the product from this alloy would collapse in a certain period of time (τ, hour) at a given temperature (t, ° C).
С целью сокращения длительности испытаний на установленные в машине образцы прикладывали напряжения в σ - 60; 50; 40 и 35 Н/мм2 в соответствии с ГОСТ 10145), что позволило определить из полученного графика жаропрочности (lgτ-lgσ) конкретные значения 1000-часовой длительной прочности.In order to reduce the duration of tests for the samples installed in the machine, stresses were applied at σ - 60; fifty; 40 and 35 N / mm 2 in accordance with GOST 10145), which allowed us to determine the specific values of 1000-hour long-term strength from the obtained heat resistance graph (lgτ-lgσ).
При этом установлено, что значения предела длительной прочность заявленного сплава при 960°С за 100000 часов, полученных методом экстраполяции, по сравнению с прототипом выше на 10%, что равнозначно соответствующему увеличению ресурса эксплуатации реакционных труб.It was found that the values of the long-term strength limit of the claimed alloy at 960 ° C for 100,000 hours obtained by extrapolation are 10% higher than the prototype, which is equivalent to a corresponding increase in the service life of the reaction pipes.
Важно также отметить, что и механические свойства опытного сплава в исходном состоянии при комнатной температуре не уступают сплаву-прототипу. Предел прочности (σВ) составляет не менее 600 Н/мм2 (490-580 Н/мм2 у прототипа); предел текучести при 20°С (σ02) 310,0 Н/мм2 (250-300 Н/мм2 у прототипа); относительное удлинение (δ5) не менее 5%.It is also important to note that the mechanical properties of the experimental alloy in the initial state at room temperature are not inferior to the prototype alloy. The tensile strength (σ In ) is not less than 600 N / mm 2 (490-580 N / mm 2 of the prototype); yield strength at 20 ° C (σ 02 ) 310.0 N / mm 2 (250-300 N / mm 2 of the prototype); elongation (δ 5 ) of at least 5%.
Пример 2.Example 2
Исследования проведены на сплаве со следующим содержанием элементов, мас. %: углерод - 0,35, кремний - 1,30, марганец - 1,40, хром - 24,5, никель - 34,0, ниобий - 1,20, титан - 0,15, цирконий - 0,06, церий - 0,04, лантан - 0,06, вольфрам - 0,17; алюминий - 0,02, ванадий - 0,03, кобальт - 0,05, молибден - 0,05, сера - 0,012, фосфор - 0,014, свинец - 0,005, олово - 0,003, мышьяк - 0,004, цинк - 0,003, сурьма - 0,005, азот- 0,003, медь - 0,07, железо - остальное.The studies were conducted on an alloy with the following content of elements, wt. %: carbon - 0.35, silicon - 1.30, manganese - 1.40, chromium - 24.5, nickel - 34.0, niobium - 1.20, titanium - 0.15, zirconium - 0.06, cerium - 0.04, lanthanum - 0.06, tungsten - 0.17; aluminum - 0.02, vanadium - 0.03, cobalt - 0.05, molybdenum - 0.05, sulfur - 0.012, phosphorus - 0.014, lead - 0.005, tin - 0.003, arsenic - 0.004, zinc - 0.003, antimony - 0.005, nitrogen - 0.003, copper - 0.07, iron - the rest.
Содержание аустенитной матрицы и распределенных в ней упрочняющих интерметаллидов Cr42Fe4Ni и Nb28Cr2,8FeNiTi составляло 91,0, 7,1 и 1,9 мас. %, соответственно.The content of the austenitic matrix and the hardening intermetallides Cr 42 Fe 4 Ni and Nb 28 Cr 2.8 FeNiTi distributed in it were 91.0, 7.1 and 1.9 wt. %, respectively.
Более высокий стехиометрический коэффициент при атоме хрома в первом интерметаллиде для примера 2 в сравнении с вышерассмотренным примером 1 объясняется пониженным содержанием углерода в сплаве.The higher stoichiometric coefficient at the chromium atom in the first intermetallic compound for example 2 in comparison with the above example 1 is explained by the reduced carbon content in the alloy.
Равномерность распределения мелко диспергированных частиц вторичных карбидов в аустенитных зернах жаропрочного сплава оказалась равной К=3,85. Ее повышение в сравнении с примером 1 явилось результатом увеличения содержания в сплаве таких легирующих добавок, как церий, лантан и цирконий, присутствием аустенизатора - азота.The uniform distribution of finely dispersed particles of secondary carbides in austenitic grains of a heat-resistant alloy turned out to be K = 3.85. Its increase in comparison with example 1 was the result of an increase in the content of alloying additives such as cerium, lanthanum and zirconium in the alloy, and the presence of an austenitizer — nitrogen.
Предел длительной прочность заявленного сплава при 960°С за 100000 часов, полученный методом экстраполяции, по сравнению с прототипом оказался выше на 12%, что равнозначно соответствующему увеличению ресурса эксплуатации реакционных труб. Важно также отметить, что и механические свойства опытного сплава в исходном состоянии при комнатной температуре оказались достаточно высокими (на уровне примера 1).The long-term strength of the claimed alloy at 960 ° C for 100,000 hours, obtained by extrapolation, was 12% higher than the prototype, which is equivalent to a corresponding increase in the service life of the reaction tubes. It is also important to note that the mechanical properties of the experimental alloy in the initial state at room temperature were quite high (at the level of Example 1).
Склонность жаропрочных сплавов к науглероживанию оценивали по кинетике их насыщения углеродом после испытания в течение 1000 часов.The tendency of heat-resistant alloys to carburization was evaluated by the kinetics of their saturation with carbon after testing for 1000 hours.
Для этого из центробежно-литой трубы вырезали цилиндрические образцы диаметром 10 мм и длиной 50 мм и подвергали шлифовке до чистоты поверхности не ниже RZ=80 мкм.For this, cylindrical samples with a diameter of 10 mm and a length of 50 mm were cut from a centrifugally cast pipe and subjected to grinding to a surface cleanliness of at least R Z = 80 μm.
Испытание на науглероживанию проводили при температуре (1060±10)°С в среде технического углерода марки П 324 по ГОСТ 7885 путем их 200 часового прогревания в жаростойком контейнере. О диффузии углерода внутрь металла судили по приращению массы образцов, а также по глубине науглероженного слоя с использованием металлографического метода.The carburization test was carried out at a temperature of (1060 ± 10) ° C in a medium of carbon black grade P 324 according to GOST 7885 by heating them for 200 hours in a heat-resistant container. The diffusion of carbon into the metal was judged by the increment in the mass of the samples, as well as by the depth of the carbonized layer using the metallographic method.
Нами установлено, что в случае, если все компоненты сплава, включая интерметаллиды, находятся в концентрационных пределах, оговоренных в формуле изобретения, науглероживание отсутствует и достигаются высокие значения механических показателей металла и повышенный ресурс работы реакционных труб. При анализе сварных швов методами неразрушающего контроля трещины не выявлены. Ввод в состав сплава любых других элементов нарушает установленные закономерности и приводит к существенному ухудшению характеристик реакционных труб в процессе их эксплуатации.We found that if all components of the alloy, including intermetallic compounds, are within the concentration limits specified in the claims, there is no carburization and high values of the mechanical properties of the metal and an increased service life of the reaction pipes are achieved. When analyzing welds by non-destructive testing, no cracks were detected. Putting any other elements into the alloy violates the established patterns and leads to a significant deterioration in the characteristics of the reaction tubes during their operation.
Данное явление обусловлено разрыхлением интерметаллидных структурных образований вплоть до их разрушения.This phenomenon is due to loosening of intermetallic structural formations up to their destruction.
Из описания изобретения следует, что по заявленному техническому решению удается получить аустенитный сплав с интерметаллидным упрочнением и с улучшенным распределением вторичных карбидов, что позитивно отражается на его механических свойствах и жаропрочности, позволяет избежать науглероживания при пиролизе углеводородов и образования горячих трещин при сварке реакционных труб.From the description of the invention it follows that according to the claimed technical solution, it is possible to obtain an austenitic alloy with intermetallic hardening and with an improved distribution of secondary carbides, which positively affects its mechanical properties and heat resistance, avoids carburization during the pyrolysis of hydrocarbons and the formation of hot cracks during welding of reaction pipes.
Благодаря этому реакционные трубы могут эксплуатироваться на агрегатах аммиака, метанола и нефтегазоперерабатывающих установках при температурах 850, 950 и 1160°С и давлениях 5, 2,5 и 0,7 МПа, соответственно.Due to this, reaction tubes can be operated on ammonia, methanol and oil and gas processing units at temperatures of 850, 950 and 1160 ° C and pressures of 5, 2.5 and 0.7 MPa, respectively.
Claims (27)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019118323A RU2700346C1 (en) | 2019-06-13 | 2019-06-13 | Heat-resistant alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019118323A RU2700346C1 (en) | 2019-06-13 | 2019-06-13 | Heat-resistant alloy |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2700346C1 true RU2700346C1 (en) | 2019-09-16 |
Family
ID=67989814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2019118323A RU2700346C1 (en) | 2019-06-13 | 2019-06-13 | Heat-resistant alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2700346C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2765806C1 (en) * | 2021-07-26 | 2022-02-03 | Сергей Васильевич Афанасьев | Heat resistant alloy |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2149203C1 (en) * | 1998-05-13 | 2000-05-20 | Байдуганов Александр Меркурьевич | Refractory alloy |
| US20080279716A1 (en) * | 2006-01-11 | 2008-11-13 | Yoshitaka Nishiyama | Metal material having excellent metal dusting resistance |
| RU2393260C1 (en) * | 2009-04-14 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Тольяттиазот" | Heat resistant alloy |
| RU2395606C1 (en) * | 2009-04-06 | 2010-07-27 | Байдуганов Александр Меркурьевич | Heat resistant alloy |
| EP1498508B1 (en) * | 2003-07-17 | 2011-05-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Stainless steel and stainless steel pipe having resistance to carburization and coking |
| RU2485200C1 (en) * | 2012-01-30 | 2013-06-20 | Открытое акционерное общество "Тольяттиазот" | Heat-resistant chrome-nickel alloy with austenitic structure |
-
2019
- 2019-06-13 RU RU2019118323A patent/RU2700346C1/en active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2149203C1 (en) * | 1998-05-13 | 2000-05-20 | Байдуганов Александр Меркурьевич | Refractory alloy |
| EP1498508B1 (en) * | 2003-07-17 | 2011-05-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Stainless steel and stainless steel pipe having resistance to carburization and coking |
| US20080279716A1 (en) * | 2006-01-11 | 2008-11-13 | Yoshitaka Nishiyama | Metal material having excellent metal dusting resistance |
| RU2395606C1 (en) * | 2009-04-06 | 2010-07-27 | Байдуганов Александр Меркурьевич | Heat resistant alloy |
| RU2393260C1 (en) * | 2009-04-14 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Тольяттиазот" | Heat resistant alloy |
| RU2485200C1 (en) * | 2012-01-30 | 2013-06-20 | Открытое акционерное общество "Тольяттиазот" | Heat-resistant chrome-nickel alloy with austenitic structure |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2765806C1 (en) * | 2021-07-26 | 2022-02-03 | Сергей Васильевич Афанасьев | Heat resistant alloy |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Filipovic et al. | Microstructure and mechanical properties of Fe–Cr–C–Nb white cast irons | |
| Erden et al. | Microstructural characterization and mechanical properties of microalloyed powder metallurgy steels | |
| JP4648094B2 (en) | High Cr cast iron with excellent fatigue crack resistance and method for producing the same | |
| RU2664500C1 (en) | Low-alloy steel petroleum tube | |
| Filipovic et al. | Effect of niobium and vanadium additions on the as-cast microstructure and properties of hypoeutectic Fe–Cr–C alloy | |
| Limooei et al. | Optimization of properties and structure with addition of titanium in hadfield steels | |
| EA022968B1 (en) | Steel for steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance | |
| JPWO2018003823A1 (en) | Austenitic stainless steel | |
| Kondrat'ev et al. | Evolution of the microstructure and phase composition of a subsurface of cast HP-type alloy during a long-term high-temperature aging | |
| CN111394663A (en) | Heat-resistant iron-based alloy and preparation method thereof | |
| RU2700346C1 (en) | Heat-resistant alloy | |
| JP5326339B2 (en) | Ferritic heat-resistant steel and heat-resistant structure with excellent creep characteristics in weld heat-affected zone | |
| RU2395607C1 (en) | Heat resistant alloy | |
| Caballero et al. | Use of titanium and zirconium in centrifugally cast heat resistant steel | |
| RU2765806C1 (en) | Heat resistant alloy | |
| RU2693417C1 (en) | Heat-resistant alloy of austenite structure with intermetallic hardening | |
| RU2617272C1 (en) | Refractory alloy | |
| RU2700347C1 (en) | Heat-resistant alloy | |
| Bose et al. | Effect of thermal ageing on mechanical properties and microstructures of a standard GX 12 CrMoVWNbN 1011 grade of cast steel for turbine casing | |
| RU2579709C1 (en) | High-temperature alloy | |
| RU2373039C1 (en) | Welding wire for welding heat-resistant alloys | |
| RU2579710C1 (en) | High-temperature alloy | |
| RU2414522C1 (en) | Heat resistant steel for steam power installations and power units with overcritical parametres of steam | |
| RU2632728C2 (en) | Heat-resistant alloy | |
| RU2577643C1 (en) | High-temperature alloy |