RU2702518C1 - СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ДВУХФАЗНЫХ Ni-Cr-Mo СПЛАВОВ - Google Patents
СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ДВУХФАЗНЫХ Ni-Cr-Mo СПЛАВОВ Download PDFInfo
- Publication number
- RU2702518C1 RU2702518C1 RU2016127351A RU2016127351A RU2702518C1 RU 2702518 C1 RU2702518 C1 RU 2702518C1 RU 2016127351 A RU2016127351 A RU 2016127351A RU 2016127351 A RU2016127351 A RU 2016127351A RU 2702518 C1 RU2702518 C1 RU 2702518C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- chromium
- nickel
- less
- alloys
- Prior art date
Links
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 27
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 21
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 18
- OGSYQYXYGXIQFH-UHFFFAOYSA-N chromium molybdenum nickel Chemical compound [Cr].[Ni].[Mo] OGSYQYXYGXIQFH-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 13
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 10
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 7
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 86
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 86
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 25
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 25
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 7
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 19
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 14
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 8
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 7
- 229910021578 Iron(III) chloride Inorganic materials 0.000 description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 5
- 229910000856 hastalloy Inorganic materials 0.000 description 5
- RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K iron trichloride Chemical compound Cl[Fe](Cl)Cl RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N Fluorane Chemical compound F KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N Sulfuric acid Chemical compound OS(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 3
- 239000012612 commercial material Substances 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018540 Si C Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 229910001026 inconel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 2
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 2
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N Carbon monoxide Chemical compound [O+]#[C-] UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004809 Teflon Substances 0.000 description 1
- 229920006362 Teflon® Polymers 0.000 description 1
- 230000002378 acidificating effect Effects 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- -1 carbon and silicon Chemical compound 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 150000001805 chlorine compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 239000003546 flue gas Substances 0.000 description 1
- 239000002803 fossil fuel Substances 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000009533 lab test Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000005088 metallography Methods 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000005191 phase separation Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- 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%
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
- B21B1/026—Rolling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
- B22D7/005—Casting ingots, e.g. from ferrous metals from non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
- C22C1/023—Alloys 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
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- 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
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Abstract
Изобретение относится к металлургии, а именно к никель-хром-молибденовым сплавам. Способ изготовления деформируемого никель-хром-молибденового сплава, имеющего гомогенную двухфазную микроструктуру, включает получение слитка из сплава, содержащего, мас.%: хром 18,47-20,78, молибден 19,24-20,87, алюминий 0,08-0,62, марганец менее 0,76, железо менее 2,10, медь менее 0,56, кремний менее 0,14, титан до 0,17, углерод менее 0,013, никель – остальное, гомогенизационную обработку при температуре от 2025 до 2100°F, а затем горячую обработку давлением при начальной температуре от 2025 до 2100°F. Сплав характеризуется высокой стойкостью к коррозии, а также повышенной стойкостью к боковому разрыву во время ковки. 7 з.п. ф-лы, 3 ил., 4 табл.
Description
Область изобретения
Изобретение относится к никель-хром-молибденовым сплавам и к производству двухфазных никель-хром-молибденовых сплавов.
Предпосылки изобретения
Никелевые сплавы, содержащие значительные количества хрома и молибдена, используются в химической промышленности и связанных с ней отраслях свыше восьмидесяти лет. Они не только могут противостоять воздействию большого числа химических растворов, но и обладают стойкостью к вызванной хлоридами питтинговой коррозии, щелевой коррозии и коррозионному растрескиванию под напряжением (скрытые и непрогнозируемые виды агрессивного воздействия, которым подвержены нержавеющие стали).
Первые никель-хром-молибденовые (Ni-Cr-Mo) сплавы были открыты Френксом (Franks) (патент США 1836317) в начале 1930-х годов. Было обнаружено, что его сплавы, которые содержали некоторое количество железа, вольфрам и примеси, такие как углерод и кремний, обладали стойкостью к большому числу коррозионно-активных химических веществ. Теперь мы знаем, что это связано с тем, что молибден в значительной степени повышает стойкость никеля в условиях активной коррозии (например, в чистой соляной кислоте), в то время как хром помогает создать защитные, пассивные пленки в окислительных условиях. Первый коммерческий материал (сплав HASTELLOY C, содержащий примерно 16 мас.% Cr и 16 мас.% Mo) первоначально использовался в отлитом (плюс отожженном) состоянии, за этим в 1940-х годах последовали отожженные, обработанные давлением изделия.
К середине 1960-х годов технологии плавки и обработки давлением были усовершенствованы до такого уровня, что стало возможным получать обработанные давлением изделия с низкими содержаниями углерода и кремния. Эти технологии частично решили проблему перенасыщения сплавов кремнием и углеродом и устранили возникающую в результате сильную движущую силу зарождения и роста карбидов и/или интерметаллидов на границах зерен (т.е. повышение чувствительности) во время сварки с последующим предпочтительным агрессивным воздействием на границы зерен в определенных средах. Первым коммерческим материалом, у которого были значительно уменьшены проблемы при сварке, был сплав HASTELLOY C-276 (опять же с примерно 16 мас.% Cr и 16 мас.% Mo), защищенный патентом США 3203792 Шейла (Scheil).
В конце 1970-х годов, чтобы еще больше снизить тенденцию к выделению карбидов и/или интерметаллидов на границах зерен, был предложен сплав HASTELLOY C-4 (патент США 4080201 Ходжа (Hodge) и др.). В отличие от сплавов С и С-276, оба из которых намеренно имели существенные содержания железа (Fe) и вольфрама (W), сплав С-4 представлял собой по сути очень устойчивую (16 мас.% Cr/16 мас.% Mo) трехкомпонентную систему Ni-Cr-Mo, с некоторыми незначительными добавками (в частности, алюминия и марганца) для контроля серы и кислорода во время плавления и небольшой добавкой титана, чтобы связать какие-либо углерод или азот в виде первичных (внутризеренных) выделившихся фаз MC, MN или M(C,N).
К началу 1980-х годов стало очевидным, что во многих областях применения сплава С-276 (в частности, облицовка в системах десульфуризации дымовых газов на электростанциях, работающих на ископаемом топливе) имеются коррозионно-активные растворы окислительной природы и что мог бы оказаться выгодным деформируемый Ni-Cr-Mo сплав с более высоким содержанием хрома. Поэтому был внедрен сплав HASTELLOY С-22 (патент США 4533414 Асфахани (Asphahani)), содержащий примерно 22 мас.% Cr и 13 мас.% Mo (плюс 3 мас.% W).
За ним в конце 1980-х годов и в 1990-х годах последовали другие материалы Ni-Cr-Mo с высоким содержанием хрома, а именно Сплав 59 (патент США 4906437, Хюбнер (Heubner) и др.), сплав INCONEL 686 (патент США 5019184, Крам (Crum) и др.) и сплав HASTELLOY С-2000 (патент США 6280540, Крук (Crook)). Как Сплав 59, так и сплав С-2000 содержат 23 мас.% Cr и 16 мас.% Mo (но без вольфрама); сплав С-2000 отличается от других Ni-Cr-Mo сплавов тем, что он имеет небольшую добавку меди.
Философией, лежащей в основе разработки системы Ni-Cr-Mo, было соблюдение баланса между максимизацией содержаний выгодных элементов (в особенности, хрома и молибдена) при сохранении единой гранецентрированной кубической атомной структуры (гамма-фазы), которая считалась оптимальной для коррозионной стойкости. Другими словами, разработчики сплавов Ni-Cr-Mo учитывали пределы растворимости возможных выгодных элементов и пытались оставаться поблизости к этим пределам. Если сделать содержания всего лишь немного превышающими эти пределы, то появляется преимущество, заключающееся в том, что эти сплавы в общем случае можно подвергать отжигу на твердый раствор и быстрой закалке перед их использованием. Логика заключалась в том, что любые вторичные фазы (которые могут возникать во время кристаллизации и/или обработки давлением) будут растворяться в гамма твердом растворе во время отжига и что результирующая единая атомная структура будет «замораживаться» при быстрой закалке. В действительности, в патенте США 5019184 (на сплав INCONEL 686) был сделан шаг еще дальше и была предложена двойная гомогенизационная обработка во время обработки давлением, чтобы гарантировать однофазную (гамма) структуру после отжига и закалки.
Проблема при таком подходе заключается в том, что любые последующие термические циклы, например, испытываемые во время сварки, могут вызвать выделение вторичных фаз на границах зерен (т.е. повышение чувствительности). Движущая сила этого повышения чувствительности пропорциональна степени избыточного легирования, или перенасыщения.
В связи с настоящим изобретением нужно упомянуть работу, опубликованную в 1984 М. Рагаваном (M. Raghavan) и др. (Metallurgical Transactions, Volume 15A [1984], pages 783-792). В этой работе было получено несколько сплавов на основе никеля с сильно изменяющимися содержаниями хрома и молибдена в форме литых дисков (т.е. не подвергавшихся обработке давлением) для изучения фаз, возможно появляющихся в равновесных условиях, при различных температурах в этой системе, один из которых представляет собой чистый сплав 60 мас.% Ni - 20 мас.% Cr - 20 мас.% Mo.
Также в связи с настоящим изобретением нужно упомянуть Европейский патент ЕР 0991788 Хюбнера и Келера (Heubner and Köhler), в котором описан азотсодержащий никель-хром-молибденовый сплав, в котором содержание хрома составляет от 20,0 до 23,0 мас.%, а содержание молибдена составляет от 18,5 до 21,0 мас.%. Содержание азота в заявленных в ЕР 0991788 сплавах составляет от 0,05 до 0,15 мас.%. Характеристики коммерческого материала, соответствующего формуле изобретения ЕР 0991788, были описаны в статье 2013 года (опубликована в материалах CORROSION 2013, NACE International, Paper 2325). Интересно, что отожженная микроструктура этого материала была типичной для однофазного Ni-Cr-Mo сплава.
Сущность изобретения
Мы открыли процесс, который можно использовать для получения гомогенных двухфазных микроструктур в деформируемых никелевых сплавах, содержащих достаточные количества хрома и молибдена (и, в некоторых случаях, вольфрама), что приводит к снижению тенденции к бокового разрыву во время ковки. Вероятным дополнительным преимуществом обрабатываемых таким образом материалов является повышенная стойкость к выделению фаз на границах зерен, так как, при неком данном составе, будет меньшей степень перенасыщения. Помимо этого, мы открыли диапазон составов, которые, при обработке этим образом, являются гораздо более стойкими к коррозии, чем существующие деформируемые Ni-Cr-Mo сплавы.
Процесс включает гомогенизационную обработку слитка в пределах от 2025°F до 2100°F и горячую ковку и/или горячую прокатку при начальной температуре между 2025°F и 2100°F.
Диапазон составов, который при обработке таким образом демонстрирует превосходную коррозионную стойкость, является следующим: 18,47-20,78 мас.% хрома, 19,24-20,87 мас.% молибдена, 0,08-0,62 мас.% алюминия, менее 0,76 мас.% марганца, менее 2,10 мас.% железа, менее 0,56 мас.% меди, менее 0,14 мас.% кремния, до 0,17 мас.% титана и менее 0,013 мас.% углерода, остальное - никель. Суммарное содержание хрома и молибдена должно превышать 37,87 мас.%. В таких сплавах возможны следовые количества магния и/или редкоземельных металлов для контроля кислорода и серы во время плавки.
Краткое описание чертежей
На Фиг.1 приведена оптическая микрофотография плиты из сплава А2 после гомогенизации при 2200°F, горячей обработки давлением при 2150°F и отжига при 2125°F.
На Фиг.2 приведена оптическая микрофотография плиты из сплава А2 после гомогенизации при 2050°F, горячей обработки давлением при 2050°F и отжига при 2125°F.
На Фиг.3 приведен график коррозионной стойкости сплава А1 в нескольких коррозионно-активных средах.
Описание предпочтительных вариантов реализации
Мы предлагаем средства, при помощи которых в высоколегированных Ni-Cr-Mo сплавах можно надежно создавать гомогенные, деформируемые, двухфазные микроструктуры. Такая структура требует: 1. гомогенизации слитка при температуре от 2025°F до 2100°F (предпочтительно - 2050°F) и 2. горячей ковки и/или горячей прокатки при начальной температуре от 2025°F до 2100°F (предпочтительно - 2050°F). Помимо этого, мы открыли диапазон составов, которые при обработке в этих условиях демонстрируют превосходную коррозионную стойкость по сравнению с существующими деформируемыми Ni-Cr-Mo сплавами.
Эти открытия возникли на основе лабораторных экспериментов с материалом со следующим номинальным составом: никелевая основа, 20 мас.% хрома, 20 мас.% молибдена, 0,3 мас.% алюминия и 0,2 мас.% марганца. Две партии (Сплав А1 и Сплав А2) этого материала были получены методами вакуумно-индукционной плавки (ВИП) и электрошлакового переплава (ЭШП) при идентичных условиях с получением слитков диаметром 4 дюйма и длиной 7 дюймов, весящих приблизительно 25 фунтов. Один слиток был изготовлен из Сплава А1, а из Сплава А2 - два слитка. Во время плавки в вакуумную печь были добавлены следовые количества магния и редкоземельных элементов (в виде мишметалла), чтобы способствовать удалению серы и кислорода соответственно.
Слиток из Сплава А1 обработали с получением обработанных давлением листов и плит в соответствии со стандартными лабораторными процедурами для никель-хром-молибденовых сплавов (т.е. гомогенизационная обработка 24 ч при 2200°F, с последующими горячей ковкой и горячей прокаткой при начальной температуре 2150°F). Металлография выявила двухфазную микроструктуру (в которой вторая фаза была равномерно диспергирована и занимала существенно менее 10% объема структуры) после отжига в течение 30 мин при 2125°F с последующей закалкой в воде. Неожиданно, с учетом ранее существовавшего желания иметь одну единственную фазу в Ni-Cr-Mo сплавах, Сплав А1 продемонстрировал превосходную стойкость к общей коррозии по сравнению с существующими материалами, такими как сплавы С-4, С-22, С-276 и С-2000.
Обычная обработка Сплава А1 привела к двухфазной микроструктуре. При этом обычная обработка аналогичного по составу Сплава А2 не дала двухфазной микроструктуры. Сплав А1 и Сплав А2 были изготовлены из одних и тех же исходных материалов, и мы не наблюдали значительных различий между составом Сплава А1 и составом Сплава А2. Поэтому мы должны сделать вывод, что для некоторых никель-хром-молибденовых сплавов обычная обработка может дать или не дать двухфазную микроструктуру. Однако, если требуется именно двухфазная микроструктура, ее нельзя надежным образом получить с использованием обычной обработки.
Сплав А2 был ключевым в этом открытии по нескольким причинам. Фактически, два слитка из Сплава А2 были использованы для сравнения влияний обычных процедур гомогенизации и горячей обработки давлением (на микроструктуру и подверженность дефектам ковки) с влияниями альтернативных процедур, вытекающих из экспериментов с термической обработкой сплава А1.
Эти эксперименты включали подвергание листовых образцов из Сплава А1 воздействию следующих температур в течение 10 ч: 1800°F, 1850°F, 1900°F, 1950°F, 2000°F, 2050°F, 2100°F, 2150°F, 2200°F и 2250°F. Основной целью было установить температуру растворения (или диапазон температур) второй фазы, считавшейся ромбоэдрической интерметаллидной, мю-фазой.
Интересно, что температуры в диапазоне от 1800°F до 2000°F вызвали возникновение третьей фазы на границах зерен сплава. Возможно, это был карбид M6C, так как температура его растворения (сольвус) оказалось находящейся в пределах диапазона от 2000°F до 2050°F, в то время как сольвус равномерно распределенной второй фазы оказался находящимся в пределах диапазона от 2100°F до 2150°F.
Альтернативная процедура, вытекающая из этих экспериментов, включала гомогенизацию в течение 24 ч при 2050°F, с последующей горячей ковкой при начальной температуре 2050°F и затем горячей прокаткой при начальной температуре 2050°F. Целью этого подхода было не допустить растворения полезной, равномерно распределенной, второй фазы, с одновременным недопущением выделения третьей фазы на границах зерен сплава. Чтобы учесть тот факт, что промышленные печи обеспечивают точность приблизительно плюс/минус 25°F, и остаться ниже сольвуса полезной второй фазы, в качестве подходящего указан диапазон от 2025°F до 2100°F (для гомогенизации слитка и в начале горячей ковки и горячей прокатки).
Что касается сравнения микроструктур, возникающих в результате этих двух подходов к обработке Сплава А2 (материала плиты), то после отжига при 2125°F обработанная обычным образом плита из Сплава А2 проявила одну фазу, не считая некоторых мелких оксидных включений, редко разбросанных по микроструктуре, что является особенностью всех экспериментальных сплавов, относящихся к этому изобретению. На Фиг.1 показана микроструктура Сплава А2 после этой обычной обработки. Использование альтернативных процедур привело к получению аналогичной листу из Сплава А1 микроструктуры, которая показана на Фиг.2.
Кроме того, использование этих альтернативных процедур существенно снизило тенденцию поковок к растрескиванию на боках (явление, известное как боковой разрыв).
Диапазон составов, в пределах которого сплавы с двухфазной микроструктурой демонстрируют превосходную коррозионную стойкость, был установлен путем плавки и проведения испытаний экспериментальных сплавов В-J, составы которых приведены в Таблице 1.
| Таблица 1 Составы экспериментальных сплавов (мас.%) |
||||||||||
| Сплав | Ni | Cr | Mo | Cu | Ti | Al | Mn | Si | C | Прочие |
| A1* | Ост. | 19,95 | 20,31 | - | - | 0,21 | 0,18 | 0,06 | 0,003 | Fe: 0,06; N: 0,005; O: 0,003 |
| A2 | Ост. | 19,82 | 19,69 | - | - | 0,20 | 0,20 | 0,12 | 0,004 | Fe: 0,09; O: 0,003 |
| B | Ост. | 18,72 | 19,15 | 0,03 | <0,01 | 0,19 | 0,18 | 0,05 | 0,004 | Fe: 0,05; N: 0,012; O: 0,003 |
| C* | Ост. | 20,22 | 20,71 | 0,03 | <0,01 | 0,23 | 0,20 | 0,06 | 0,016 | Fe: 0,06; N: 0,016; O: 0,003 |
| D* | Ост. | 18,47 | 20,87 | 0,01 | <0,01 | 0,24 | 0,18 | 0,06 | 0,004 | Fe: 0,05; N: 0,009; O: <0,002 |
| E* | Ост. | 20,78 | 19,24 | 0,02 | <0,01 | 0,25 | 0,20 | 0,07 | 0,005 | Fe: 0,07; N: 0,010; O: <0,002 |
| F* | Ост. | 19,47 | 20,26 | 0,05 | <0,01 | 0,22 | 0,20 | 0,09 | 0,009 | Fe: 0,79; N: 0,006; O: 0,003 |
| G | Ост. | 19,52 | 20,32 | 0,56 | <0,01 | 0,62 | 0,76 | 0,14 | 0,013 | Fe: 2,10; N: 0,006; O: <0,002 |
| H* | Ост. | 19,82 | 20,58 | 0,02 | 0,17 | 0,28 | 0,19 | 0,07 | 0,004 | Fe: 0,05; N: 0,009; O: <0,002 |
| I | Ост. | 16,13 | 16,35 | - | - | 0,23 | 0,51 | 0,09 | 0,006 | Fe: 4,98; W: 3,94; V: 0,26; O: 0,005 |
| J | Ост. | 19,55 | 20,38 | - | - | 0,08 | <0,01 | 0,13 | 0,002 | Fe: 0,07 |
| K | Ост. | 17,75 | 18,06 | 0,02 | <0,01 | 0,23 | 0,20 | 0,06 | 0,003 | Fe: 0,05; N: 0,003; O: 0,012; S: <0,002 |
| Ост. –Остальное * Сплавы, которые проявляют превосходную коррозионную стойкость (А2 не был испытан на коррозию) и требуемую двухфазную микроструктуру |
||||||||||
Значения для Сплавов А1, А2 и В - К получены при химическом анализе отлитых образцов
Все эти сплавы были обработаны с использованием параметров, определенных в этом изобретении. Однако в Сплавах G и J во время ковки происходило настолько серьезное растрескивание, что их нельзя было затем прокатывать в горячем состоянии в листы или плиты для проведения испытаний. Растрескивание приписывается высоким содержаниям алюминия, марганца и примесей (железа, меди, кремния и углерода) в случае Сплава G и низким содержаниям алюминия и марганца в случае Сплава J, который представлял собой попытку сделать деформируемую версию сплава, полученного в литой форме М. Рагаваном и др. (и о котором сообщалось в литературе в 1984).
Сплав I был экспериментальной версией существующего сплава (С-276), обработанной с использованием процедур по этому изобретению. Он проявил двухфазную микроструктуру после отжига при 2100°F, указывая на то, что вольфрам (если он имеется) может играть роль в достижении такой микроструктуры; однако он не проявил превосходной коррозионной стойкости, присущей диапазону составов, охватывающему Сплавы А1, С, D, E, F и Н.
Сплав К был получен перед открытием по этому изобретению и поэтому обрабатывался обычным образом. Однако он включен сюда, чтобы показать, что, если уровни хрома и молибдена слишком низки, то ухудшается стойкость к щелевой коррозии.
Возможность превосходной коррозионной стойкости была сначала установлена во время проведения испытаний Сплава А1, который только по стечению обстоятельств продемонстрировал двухфазную микроструктуру. На Фиг.3 приведено сравнение скоростей коррозии Сплава А1 и существующих однофазных коммерческих Ni-Cr-Mo сплавов (номинальные составы которых приведены в Таблице 2) в нескольких агрессивных химических растворах.
| Таблица 2 Составы коммерческих сплавов (мас.%) |
||||||||||
| Сплав | Ni | Cr | Mo | Cu | Ti | Al | Mn | Si | C | Прочие |
| С-4 | Ост. | 16 | 16 | 0,5* | 0,7* | - | 1* | 0,08* | 0,01* | Fe: 3* |
| С-22 | Ост. | 22 | 13 | 0,5* | - | - | 0,5* | 0,08* | 0,01* | Fe: 3; W: 3; V: 0,35* |
| С-276 | Ост. | 16 | 16 | 0,5* | - | - | 1* | 0,08* | 0,01* | Fe: 5; W: 4; V: 0,35* |
| С-2000 | Ост. | 23 | 16 | 1,6 | - | 0,5* | 0,5* | 0,08* | 0,01* | Fe: 3* |
| * Максимум | ||||||||||
Значения отражают номинальные составы
Выбранные тестовые среды, а именно, растворы соляной кислоты, серной кислоты, фтороводородной кислоты и подкисленного хлорида, входят в число наиболее коррозионно-активных химических веществ, которые встречаются в отраслях химической промышленности, поэтому они очень подходят для потенциально возможных промышленных применений этих материалов.
Испытания в подкисленном 6%-ом растворе хлорида трехвалентного железа выполняли в соответствии с процедурами, описанными в стандарте ASTM G 48, Method D, который включает 72-х часовой период испытания и прикрепление щелевых узлов к образцам. Испытания в соляной кислоте и серной кислоте включали 96-часовой период испытания, с перерывами каждые 24 часа на взвешивание и очистку образцов. Испытания во фтороводородной кислоте включали использование устройства из Тефлона и 96-часовой непрерывный период испытания.
Для каждого сплава в каждой среде было выполнено два испытания. Результаты, приведенные в Таблицах 3 и 4, представляют собой средние значения.
| Таблица 3 Скорости равномерной коррозии (мм/год) |
||||||||||
| Сплав | Раствор | |||||||||
| 1 | 2 | 3 | 4 | 5 | 6 | 7 | 8 | 9 | 10 | |
| A1 | 0,01 | 0,35 | 0,41 | 0,41 | 0,01 | 0,01 | 0,01 | 0,01 | 0,22 | 0,07 |
| B | 0,01 | 0,43 | 0,48 | 0,50 | 0,02 | 0,03 | 0,08 | 0,04 | 0,27 | 0,08 |
| C | 0,01 | 0,44 | 0,53 | 0,55 | 0,01 | 0,02 | 0,02 | 0,03 | 0,18 | 0,05 |
| D | 0,01 | 0,37 | 0,43 | 0,40 | 0,02 | 0,02 | 0,02 | 0,13 | 0,21 | 0,06 |
| E | 0,01 | 0,53 | 0,59 | 0,57 | 0,02 | 0,02 | 0,07 | 0,06 | 0,21 | 0,05 |
| F | 0,01 | 0,53 | 0,57 | 0,56 | 0,02 | 0,02 | 0,03 | 0,20 | 0,21 | 0,11 |
| H | 0,01 | 0,48 | 0,56 | 0,54 | 0,02 | 0,02 | 0,10 | 0,26 | 0,21 | 0,06 |
| I | 0,33 | н/и | 0,72 | н/и | н/и | н/и | 0,24 | 0,07 | 0,37 | 0,22 |
| K | 0,05 | 0,43 | 0,46 | 0,44 | 0,01 | 0,01 | 0,06 | 0,02 | 0,33 | 0,10 |
| С-4 | 0,42 | 0,57 | 0,57 | 0,55 | 0,07 | 0,63 | 0,46 | 0,71 | 0,31 | 0,25 |
| С-22 | 0,44 | 0,98 | 0,98 | 0,90 | 0,09 | 0,40 | 0,56 | 0,89 | 0,31 | 0,13 |
| С-276 | 0,31 | 0,46 | 0,54 | 0,55 | 0,06 | 0,26 | 0,16 | 0,05 | 0,33 | 0,55 |
| С-2000 | <0,01 | 0,65 | 0,70 | 0,69 | 0,01 | 0,02 | 0,07 | 0,07 | 0,22 | 0,12 |
1=5% HCl при 66°С; 2=10% HCl при 66°С; 3=15% HCl при 66°С; 4=20% HCl при 66°С; 5=30% H2SO4 при 79°С; 6=50% H2SO4 при 79°С; 7=70% H2SO4 при 79°С; 8=90% H2SO4 при 79°С; 9=1% HF (жидкость) при 79°С; 10=1% HF (пар) при 79°С; н/т=не испытывали
| Таблица 4 Результаты тестов на щелевую коррозию в кислом 6% растворе хлорида трехвалентного железа |
||
| Сплав | Скорость коррозии при 80°С, милов в год | Скорость коррозии при 100°С, милов в год |
| A1 | 0,01 | 0,04 |
| B | 0,01 | 0,02 |
| C | 0,03 | 0,04 |
| D | 0,02 | 0,04 |
| E | 0,01 | 0,03 |
| F | 0,02 | 0,04 |
| H | 0,02 | 0,05 |
| K | 0,02 (Щелевая) | 0,07 (Щелевая) |
| С-22 | <0,01 (Щелевая) | 0,61 (Щелевая) |
| С-2000 | <0,01 (Щелевая) | 0,26 (Щелевая) |
(Щелевая) указывает возникновение воздействия щелевой коррозии на по меньшей мере один из двух испытываемых образцов
Двумя из наиболее важных тестовых сред, использованных в ходе экспериментов, были 5%-ая соляная кислота при 66°С и подкисленный 6%-ый раствор хлорида трехвалентного железа, первая потому, что разбавленная соляная кислота представляет собой обычно встречающийся в промышленности химикат, а второй потому, что подкисленный хлорид трехвалентного железа предоставляет подходящий критерий для оценки стойкости к вызванному хлоридом локализованному агрессивному воздействию, что является одной из главных причин того, что материалы Ni-Cr-Mo выбирают для промышленной эксплуатации.
Необходимо отметить, что экспериментальные сплавы в пределах заявляемого диапазона составов являются значительно более стойкими к 5%-ой соляной кислоте при 66°С, чем С-4, С-22, С-276, Сплав I (материал, по составу аналогичный С-276, но обработанный в соответствии с формулой этого изобретения) и сплав К (состав и параметры обработки которого выходят за пределы указанных в формуле изобретения). В действительности, только сплав С-2000 в этом отношении был равным сплавам в пределах заявляемого диапазона составов. Однако сплав С-2000 подвергается щелевой коррозии в подкисленном хлориде трехвалентного железа, в то время как сплавы в заявляемом диапазоне - нет.
Хотя мы описали определенные предпочтительные сейчас варианты наших никель-хром-молибденового сплава и способа получения двухфазных никель-хром-молибденовых сплавов, наше изобретение ими не ограничивается и может быть по-разному воплощено в пределах объема нижеследующей формулы изобретения.
Claims (11)
1. Способ производства деформируемого никель-хром-молибденового сплава, имеющего гомогенную двухфазную микроструктуру, включающий:
a) получение слитка из никель-хром-молибденового сплава, содержащего, мас.%: 18,47-20,78 хрома, 19,24-20,87 молибдена, 0,08-0,62 алюминия, менее 0,76 марганца, менее 2,10 железа, менее 0,56 меди, менее 0,14 кремния, до 0,17 титана, менее 0,013 углерода, а остальное никель,
b) подвергание слитка гомогенизационной обработке при температуре от 2025 до 2100°F и
c) горячую обработку слитка давлением при начальной температуре от 2025 до 2100°F.
2. Способ по п.1, в котором горячая обработка давлением включает по меньшей мере одну из горячей ковки и горячей прокатки.
3. Способ по п.1, в котором слиток из никель-хром-молибденового сплава дополнительно содержит вольфрам.
4. Способ по п.1, в котором слиток из никель-хром-молибденового сплава имеет суммарное содержание хрома и молибдена, составляющее более 37,87 мас.%.
5. Способ по п.1, в котором слиток из никель-хром-молибденового сплава дополнительно содержит до 4 мас.% вольфрама.
6. Способ по п.1, в котором температура гомогенизационной обработки составляет от 2025 до 2075°F.
7. Способ по п.1, в котором температура гомогенизационной обработки составляет 2050°F.
8. Способ по п.1, в котором гомогенизационную обработку выполняют в течение 24 ч.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US14/794,259 US9970091B2 (en) | 2015-07-08 | 2015-07-08 | Method for producing two-phase Ni—Cr—Mo alloys |
| US14/794,259 | 2015-07-08 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2702518C1 true RU2702518C1 (ru) | 2019-10-08 |
Family
ID=56360336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2016127351A RU2702518C1 (ru) | 2015-07-08 | 2016-07-07 | СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ДВУХФАЗНЫХ Ni-Cr-Mo СПЛАВОВ |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9970091B2 (ru) |
| EP (1) | EP3115472B1 (ru) |
| JP (1) | JP6742840B2 (ru) |
| KR (1) | KR102660878B1 (ru) |
| CN (1) | CN106337145B (ru) |
| AU (1) | AU2016204674B2 (ru) |
| CA (1) | CA2933256C (ru) |
| ES (1) | ES2763304T3 (ru) |
| MX (1) | MX2016008894A (ru) |
| PL (1) | PL3115472T3 (ru) |
| RU (1) | RU2702518C1 (ru) |
| TW (1) | TWI688661B (ru) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU2016317860B2 (en) | 2015-09-04 | 2021-09-30 | Scoperta, Inc. | Chromium free and low-chromium wear resistant alloys |
| PL3433393T3 (pl) | 2016-03-22 | 2022-01-24 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | W pełni odczytywalna powłoka natryskiwana termicznie |
| WO2020086971A1 (en) | 2018-10-26 | 2020-04-30 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Corrosion and wear resistant nickel based alloys |
| CN113305285A (zh) * | 2021-05-14 | 2021-08-27 | 西安铂力特增材技术股份有限公司 | 用于增材制造的镍基高温合金金属粉末 |
| CN114637954B (zh) * | 2022-03-25 | 2023-02-07 | 宁夏中欣晶圆半导体科技有限公司 | 晶棒碳含量轴向分布计算方法 |
| CN116716518B (zh) * | 2023-06-30 | 2024-02-09 | 江西宝顺昌特种合金制造有限公司 | 一种哈氏合金c-4管板及其制备方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0052941A1 (en) * | 1980-10-31 | 1982-06-02 | Inco Alloys International, Inc. | Tube material for sour wells of intermediate depths |
| RU2097439C1 (ru) * | 1994-07-22 | 1997-11-27 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. | Коррозионностойкий сплав, способ повышения коррозионной стойкости и обработанный давлением продукт |
| RU2117712C1 (ru) * | 1992-03-02 | 1998-08-20 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. | Металлический сплав |
| RU2215059C2 (ru) * | 2001-12-26 | 2003-10-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Способ получения изделия из жаропрочного никелевого сплава |
| RU2389822C1 (ru) * | 2009-04-29 | 2010-05-20 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик - Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Способ изготовления штамповок дисков из слитков высокоградиентной кристаллизации из никелевых сплавов |
| RU2539643C1 (ru) * | 2014-02-19 | 2015-01-20 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления лопаток газотурбинных установок и способ его термической обработки |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1836317A (en) | 1928-10-31 | 1931-12-15 | Electro Metallurg Co | Corrosion resistant alloys |
| DE1210566B (de) | 1961-04-01 | 1966-02-10 | Basf Ag | Verfahren zum Herstellen einer hoch-korrosionsbestaendigen und warmfesten Nickel-Chrom-Molybdaen-Legierung mit erhoehter Bestaendigkeit gegen interkristalline Korrosion |
| ZA74490B (en) | 1973-02-06 | 1974-11-27 | Cabot Corp | Nickel-base alloys |
| US4533414A (en) | 1980-07-10 | 1985-08-06 | Cabot Corporation | Corrosion-resistance nickel alloy |
| JPS5747842A (en) * | 1980-09-01 | 1982-03-18 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Corrosion resistant cast alloy |
| DE3806799A1 (de) | 1988-03-03 | 1989-09-14 | Vdm Nickel Tech | Nickel-chrom-molybdaen-legierung |
| US5019184A (en) | 1989-04-14 | 1991-05-28 | Inco Alloys International, Inc. | Corrosion-resistant nickel-chromium-molybdenum alloys |
| CN1023642C (zh) * | 1989-07-24 | 1994-02-02 | 辽宁省农业科学院稻作研究所 | 硅氮磷颗粒肥料 |
| DE19723491C1 (de) * | 1997-06-05 | 1998-12-03 | Krupp Vdm Gmbh | Verwendung einer Nickel-Chrom-Molybdän-Legierung |
| US7160400B2 (en) | 1999-03-03 | 2007-01-09 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Low thermal expansion Ni-base superalloy |
| US6579388B2 (en) | 2001-06-28 | 2003-06-17 | Haynes International, Inc. | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys |
| US6544362B2 (en) | 2001-06-28 | 2003-04-08 | Haynes International, Inc. | Two step aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys |
| US8460485B2 (en) * | 2008-09-05 | 2013-06-11 | Tohoku University | Method of forming fine grains of Co-Cr-Mo alloy with nitrogen addition and Co-Cr-Mo alloy with nitrogen addition |
| JP5558050B2 (ja) * | 2009-08-25 | 2014-07-23 | 株式会社日立製作所 | 強度及び耐酸化特性に優れた一方向凝固用ニッケル基超合金 |
| US8652400B2 (en) * | 2011-06-01 | 2014-02-18 | Ati Properties, Inc. | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| JP5146576B1 (ja) * | 2011-08-09 | 2013-02-20 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| CN104745883A (zh) | 2013-12-27 | 2015-07-01 | 新奥科技发展有限公司 | 一种镍基合金及其应用 |
-
2015
- 2015-07-08 US US14/794,259 patent/US9970091B2/en active Active
-
2016
- 2016-06-16 CA CA2933256A patent/CA2933256C/en active Active
- 2016-07-04 KR KR1020160084278A patent/KR102660878B1/ko active IP Right Grant
- 2016-07-06 EP EP16178261.0A patent/EP3115472B1/en active Active
- 2016-07-06 ES ES16178261T patent/ES2763304T3/es active Active
- 2016-07-06 MX MX2016008894A patent/MX2016008894A/es unknown
- 2016-07-06 PL PL16178261T patent/PL3115472T3/pl unknown
- 2016-07-06 AU AU2016204674A patent/AU2016204674B2/en active Active
- 2016-07-07 TW TW105121629A patent/TWI688661B/zh active
- 2016-07-07 RU RU2016127351A patent/RU2702518C1/ru active
- 2016-07-07 JP JP2016135348A patent/JP6742840B2/ja active Active
- 2016-07-08 CN CN201610534422.6A patent/CN106337145B/zh active Active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0052941A1 (en) * | 1980-10-31 | 1982-06-02 | Inco Alloys International, Inc. | Tube material for sour wells of intermediate depths |
| US4358511A (en) * | 1980-10-31 | 1982-11-09 | Huntington Alloys, Inc. | Tube material for sour wells of intermediate depths |
| RU2117712C1 (ru) * | 1992-03-02 | 1998-08-20 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. | Металлический сплав |
| RU2097439C1 (ru) * | 1994-07-22 | 1997-11-27 | Хэйнес Интернэшнл, Инк. | Коррозионностойкий сплав, способ повышения коррозионной стойкости и обработанный давлением продукт |
| RU2215059C2 (ru) * | 2001-12-26 | 2003-10-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Способ получения изделия из жаропрочного никелевого сплава |
| RU2389822C1 (ru) * | 2009-04-29 | 2010-05-20 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик - Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Способ изготовления штамповок дисков из слитков высокоградиентной кристаллизации из никелевых сплавов |
| RU2539643C1 (ru) * | 2014-02-19 | 2015-01-20 | Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" | Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления лопаток газотурбинных установок и способ его термической обработки |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6742840B2 (ja) | 2020-08-19 |
| US9970091B2 (en) | 2018-05-15 |
| CA2933256C (en) | 2022-10-25 |
| MX2016008894A (es) | 2017-01-09 |
| AU2016204674B2 (en) | 2018-11-08 |
| EP3115472A1 (en) | 2017-01-11 |
| ES2763304T3 (es) | 2020-05-28 |
| KR102660878B1 (ko) | 2024-04-26 |
| PL3115472T3 (pl) | 2020-05-18 |
| AU2016204674A1 (en) | 2017-02-02 |
| CA2933256A1 (en) | 2017-01-08 |
| CN106337145A (zh) | 2017-01-18 |
| KR20170007133A (ko) | 2017-01-18 |
| TW201710519A (zh) | 2017-03-16 |
| CN106337145B (zh) | 2020-03-20 |
| JP2017020112A (ja) | 2017-01-26 |
| EP3115472B1 (en) | 2019-10-02 |
| US20170009324A1 (en) | 2017-01-12 |
| TWI688661B (zh) | 2020-03-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2702518C1 (ru) | СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ДВУХФАЗНЫХ Ni-Cr-Mo СПЛАВОВ | |
| JP6493566B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及びその製造方法 | |
| Rojas et al. | 9% Cr heat resistant steels: Alloy design, microstructure evolution and creep response at 650 C | |
| EP1512767A1 (en) | Age-hardenable, corrosion resistant Ni-Cr-Mo alloys | |
| RU2097439C1 (ru) | Коррозионностойкий сплав, способ повышения коррозионной стойкости и обработанный давлением продукт | |
| US7785532B2 (en) | Hybrid corrosion-resistant nickel alloys | |
| JP2008069455A (ja) | 窒化物強化可能なコバルト−クロム−鉄−ニッケル合金 | |
| CA2901259A1 (en) | Nickel-cobalt alloy | |
| EP1191118B1 (en) | Manufacturing process of nickel-based alloy having improved high temperature sulfidation-corrosion resistance | |
| KR0120922B1 (ko) | 내부식성 니켈-크롬-몰리브덴 합금 | |
| Shoemaker et al. | Processing and fabricating alloy 825 for optimized properties and corrosion resistance | |
| US3640704A (en) | High-temperature-strength precipitation-hardenable austenitic iron-base alloys | |
| Frank et al. | Effect of nickel content on delta solvus temperature and mechanical properties of alloy 718 | |
| Singh | Physical Metallurgy of Alloy 625 | |
| JP7307370B2 (ja) | 合金材および油井用継目無管 | |
| Crook | Development of a new Ni-Cr-Mo alloy | |
| JPH07207401A (ja) | ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 | |
| BIAN | Novel Ni-Co-base Superalloy Synergistically Strengthened by γ'Phase and Suzuki Segregation | |
| JPH04198444A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 | |
| US20060093509A1 (en) | Ni-Cr-Mo alloy having improved corrosion resistance | |
| AU2004210503A1 (en) | Age-Hardenable, corrosion resistant Ni-Cr-Mo Alloys |