SE410741B - Nickel-krom-molybden-legering med god korrosionsherdighet - Google Patents
Nickel-krom-molybden-legering med god korrosionsherdighetInfo
- Publication number
- SE410741B SE410741B SE7401502A SE7401502A SE410741B SE 410741 B SE410741 B SE 410741B SE 7401502 A SE7401502 A SE 7401502A SE 7401502 A SE7401502 A SE 7401502A SE 410741 B SE410741 B SE 410741B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- max
- nickel
- alloy
- corrosion resistance
- alloys
- 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
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Preventing Corrosion Or Incrustation Of Metals (AREA)
Description
_" 7401502-5 2 temperaturområdet 650 - l090°C som därefter minskar korrosionshärdig- heten och försämrar de mekaniska egenskaperna hos legeringen.
Inom ramen för de kemiska miljöer, där legeringar av den be- skrivna nuvarande klassen finna tillämpning, återfinnes otaliga exempel där såväl oxiderande som reducerande lösningar kan föranleda allvarlig interkristallin korrosion hos en sensibiliserad (utskild) mikrostruktur.
De sensibiliserade mikrostrukturerna kan resultera från flera källor: (1) exponering till temperaturer i sensibiliseringsområdet (650 - 1090°C) under utrustningens drift vare sig den är för produktion av kemikalier eller som en föroreningskontrollanordning, (2) termo- mekaniska behandlingsprocedurer såsom varmformning av komponenter till processutrustning, (3) avspänningsglödgningar eller normaliserings- glödgningar erforderliga för stålkomponenter hos en komplex flermate- rialskomponent, eller (4) användning av nyare svetsningsteknik med hög värmeinförsel och hög avsättningshastighet såsom elektroslagg- svetsning. ' Därför har kvarstått ett behov för legeringar som framgångsrikt motstå: karbidutskiljningen och intermetalliska faser, medan de fort- farande ger ett brett område för korrosionshärdighet mot såväl oxide- rande som reducerande tillstånd som uppvisas av föreliggande nickel- -krom-molybden-legeringar i det upplösningsbehandlade tillståndet.
Föreliggande uppfinning tillfredsställer detta behov i en större om- fattning än någon hittills känd legering förmått.
Huvudsyftet med föreliggande uppfinning är att åstadkomma nickellegeringar med utmärkt korrosionshärdighet mot såväl oxiderande som reducerande miljöer i de glödgade, svetsade och varmåldrade till- stånden. Ett annat syfte är att åstadkomma sådana legeringar som ej endast äga utmärkt korrosionshärdighet utan som även har utomordent- lig termisk stabilitet och resistens mot förlust av mekaniska egen- skaper som ett resultat av strukturändringar under åldring eller termomekanisk formning. Ännu ett syfte är att åstadkomma nickellegeringar med fast lösning, som lätt kan framställas och fabriceras och är homogena i jämviktstillståndet. Ännu andra syften framgår av efterföljande beskrivning av uppfinningen och olika föredragna utföringsformer av densamma.
I enlighet med föreliggande uppfinning uppnås ovannämnda syften och fördelar genom noggrann reglering av kompositionen hos nickellege- ringen inom det breda område, som angives i efterföljande tabell I.
J 7401502-5 3 IABELL I Element Område i vikt-% Krom 12-18 Molybden 10-18 Järn 0-3 Vblfram 0~7 Aluminium {:O,5 Kol 0,02 max.
Kisel 0,08 max.
Kobolt < 2 Mangan <:O,5 En av gruppen titan, zirkonium och hafnium upp till 0,75 En av gruppen vanadin och tantal upp till 0,75 Nickel och föroreningar rest I syfte att till ett maximum bringa fördelarna enligt föreliggande uppfinning och att minska möjligheterna till att falla utanför det önskade området, föredrages att hålla kompositionen inom de snävare områden, som visas i efterföljande tabell II.
TABELL II Element Område i vikt-% , Krom 14-17 Molybden 14-16 Järn ( 2 Volfram 0,5 max.
Aluminium ( 0,5 Kol 0,01 max.
Kisel 0,03 max.
I Kobolr ( 1 Mangan < O, 5 En av gruppen titan, zirkonium och hafnium upp till 0,5 En av gruppen vanadin och tantal upp till 0,5 Nickel och föroreningar rest 7401502-5 4- Den mest föredragna kompositionen enligt uppfinningen är följande: Element Område i vikt-% ~ Krom ca 16 Molybden 15 Järn 1 (12 Volfram _ 0,5 max.
Aluminium _ ( 0, 5 Kol 0,01 max.
Kisel 0,03 max.
Kobolt ' ' ( l Mangan ( 0,5 Titan K upp till 0,5 Nickel och föroreningar rest WDet har visat sig, som en del av föreliggande uppfinning, och som ett resultat av omfattande undersökning att med nickel-krom- -molybden-legeringar kompositionen måste omsorgsfullt balanseras för att åstadkomma den optimala stabiliteten och minsta möjliga korro- sionshastigheter. Vid åldring inom temperaturområdet 650 - l090°C utskilja legeringar som representeras av den tidigare tekniken inter- kristallin karbid och intermetalliska utskiljningar. Röntgendiffrak- tionsanalys har visat, att karbiderna är av typen MÖC med gitter- parametrar (ao) = 10,8 - 11,2 Å. Metalldelen hos karbiden iakttogs innehålla krom, molybden, järn, volfram, kisel, och nickel. Den inter- metalliska utskiljningen identifierades som att ha samma kristall- struktur som Fe7Mo6, som är romboedrisk/hexagonal (D85 typ) tillhöran- de rymdgrupp RBM. Den kemiska formuleringen av den intermetalliska reducerad till en förening var (Ni, Fe, Co)3(W, Mo, Cr)2. Detta är i överensstämmelse med den publicerade informationen på Fe7Mo6, vari föreningen är kemiskt Fe3Mo2. Därför drogs slutsatsen att den intermetalliska fasen är en (Ni,Fe,Co)3(W,Mo,Cr)2 mu-fas ägande genomsnittliga gitterparametrar av ao = 4,755 Å och ca = 25,664 Ä.
Bildandet av föreningen visade sig regleras genom diffusion hos de reagerande species, eftersom bildningskinetiken var parabolisk och aktiveringsenergin var 62 kcal/mol, som är i överensstämmelse med publicerade aktiveringsenergier för diffusion i nickel. Dessa data i kombination med det faktum, att den komplexa mu-fasen ej uppträder J i trekomponent (Ni-Cr-Mo) fasdiagrammet indikerar att utskiljnings- responsen hos legeringarna är komplex och att reglering av alla element erfordras för att tillförsäkra stabilitet.
Den trigonala mu fasen är representativ för en klass av intermetalliska faser, som vanligtvis identifieras som topologiskt tätpackade(TCP) faser. För syftet med föreliggande uppfinning har föreliggande uppfinnare funnit, att bildandet av den skadliga TCP mu-fasen kan undvikas genom balansering av kompositionen för att åstadkomma ett relativt lågt, atomärt genomsnittligt elektronvakans- koncentrationstal, Nv. Det erforderliga värdet för Üv har visat sig vara ca 2,40, när det bestämdes medelst en förenklad beräkningsproce- dur med användning av följande ekvation: (I) Nv = 0,61 (am) + 1,71 (acc) + 2,66 (an) + 3,66 (am) + 4,66 (act) + 5,66 (a V) + 6,66 (a Ta+Nb+ Zr+Ti+Si+Hf) + 7,66 (aAl) + 8,66 (amg) + 9,66 (aW+M°) där varje "a" indikerar den aktuella atomfraktionen hos legerings- elementen indikerade medelst indexen. Nar denna beräkning genomföras för var och en av de specifikt exemplifierade legeringarna hos tabell III, erhålles följande resultat (tabell IV). 67146? šOï-“š i' "i :we Hm.o 7lf01502-5 HHUo o~UmH womo momo mß.>o oo.o mo.o ooo.o oo.o mH,o oo~mH HN o om.mH wo.o Ho o ßo.wo vo.o Ho.o ooo.o HH.o wo.o Hm.oH -M «m.vH mm.o ow.o o~.No oo.H mo.o >oo.o oo.m o>,m oo.wH wo.o HH mH wo o oN.o m@.wo wo.o mo.o oHo.o mo.H oH.ov mm.ßH mH o om¿@H >~.o wm.o mm.mo oo.H @o.o ooo.o om.o oH.o @>.mH || moHwH owmo owmo oomwo ooHH @o.o @oo.o mo.m o>.m wo.wH mm omw.oH @@.o oH.o wo.oo mo.H mouo mono mono vwnm no.mH .HH @N.o ~H.o m@.ßo mo.H oo o mo o mo H Nm_m mo.mH 1- ow N mm o +H o oo ßo oo o @o.o ~o.o w>.o mo.m >w.mH m~.o oo.HH Ho.o om.o o«.oo Ho.o Ho.o ooo.o «H.o wH.H om.oH -H mHU@H wm.o mw.o oH.mo om.H wo.o omo.o om.o >m.o o~.@H m~.o mo oH >H.o Nv.o om.ßo mo.o Ho.o Hoo.o Ho.o o@.o oo.mH Hm o mo.mH wH.o Hw.o oH.>o eo.o Ho.o Hoo.o Ho.o Hm.m om.mH mN.o o@.mH Hm.o ww.o om.mo «o.o Ho.o Hoo.o Ho.o mm.o o@.oH 11 mHU@H wmmo vwflo ow.«@ @o.H ~o.o @oo.o ßo.o HH.o wæ.mH |~ mm.«H Ho.o .om.o mommo momo mono ßoono ommm w>.m ww.mH mH.o om.mH mo.o Hm.o vo.mo mo.o mo o woo o Hm H No.o oH.>H -.o ww.mH H~.o me o oH wo mo o Ho.o Hoo.o 1- Hm.~ om.mH om.o v@.mH ßo o ~w.o ow.vo Ho.o mo.o ooo.o wH.o mN.ov vo.wH oH.o mH.oH Hmmo Nmmo mm.oo oH.H Ho.o HHo.o oo.m wH.H wm.mH mH.o mm.@H m~.o wm.o monom wHHH Honov moouo w~.m mo.m oo.mH H@.o w~.>H oN.o mm.o ~o.~o oo.H Ho.ov oHo.o mH.o w>.m >o.mH mH.o mm.mH o@H.o o+.o >H.>m wo.o Ho.o ooo o mo.v w@.m w@.vH oH.o ow.oH m~.o «m.o mw.om mH.H mo.o oooflo oo.w wß.H o>.mH oH.o om.oH HN.o «m,o oo.oo vH.H mo.o ooo o mo.w oH.o w>.mH oH o mm.w% ww.m mw.m mm.ww ~w.m Ho.o ßoouo omflm memo ooUoH 11 . m oo o HHo o mH o mo m oH oH m~.o ww~mH wwmo Momo mwmwm woHH Homo eoomo momm oßmm wmMoH 1» H o o w o o m nw H Ho o woo o mo m wß m om mH 1- Ho.oH oo.o ov.o vo.mm mm.o mo.o wHo.o o«.ø o@.m HH.oH H4 Q: > az Hz mm mm w mm .E mm m|«&H> Hmflofivfimomfloåmmflfinwmwfl øvßmmnwvfib HHH Jflfimiä HNNÜWÛÛbCOO H ä mcfln lwmmd mfifinflfiw lmflfl wflfldm |mHHwHmm Mfløxwv mHdmwUwH 7 TABELL IV Legeringsnummer Nv 1 2,634 2 2,590 3 2,659 4 2,632 5 2,623 6 2,435 7 2,542 s 2,645 9 2,565 1o 2,602 11 2,489 12 2,454 13 2,428 14 2,410 15 2,310 16 2,349 17 2,389 18 2,255 19 2,203 20 7 2,388 21 ,2,139 f 22 2,225 23 2,161 24 2,144 25 2,183 26 2,365 27 2,367 26 2,369 29 2,311 30 2,313 Den kritiska naturen hos fiv värdet kan konstateras från en undersökning av fig. 1 och 2, som visar korrosionshärdigheten i såväl det glödgade tillståndet som det âldrade tillståndet som en funktion av Nv.
Det stadiga tillståndets korrosionshastigheter bestämdes för 28 legeríngar representerande tidigare teknik och föreliggande~hpp- 1401562-sd , rf" ~'*~vnt"1i§o*§i= ä*i finning och vilkas kompositioner visas i tabell III. Dessa korrosions- hastigheter bestämdes på följande sätt: (1) Beredning av provstycken 25,4 x 50,8 mm i storlek. (2) Slipning av alla ytor till en 120 grit finish och av- fettning i trikloretan. (3) Exakt mätning av ytarean (cmz) och vikt (g) hos varje provstycke. (4) Exponera proven mot en kokande lösning av antingen 10 vikt-% HCl eller 50 vikt-% H¿SO4 + 42 g per liter: iFe2(SO4)3 med resten dubbel destillerat vatten unda _ 24 timmar. (5) Förnyad Vägning av varje prov och omvandling av Vikts- förlusten under exponeringen till en genomsnittlig metallförlust uttryckt i mm inträngande per år (mm/år).
Korrosionshastigheterna för 22 upplösningsbehandlade material i en kokande 10 vikt-% Hcl lösning har inprickats i fig. 1 och visar en minskande korrosionshastighet med ökande Nv. En genom minsta-kvad- rat-metoden erhållen kurva har en negativ derivata av -9,37 och en avskärning (ordinata i origo) av 29,59 inom ett område för fiv av 2,1 - 2,7. Ett ökande av NV hos legeringen skulle därför synas vara önsk- värt för detta reducerande system. När emellertid korrosionsdata inprickas för provplattor som åldrats 100 timmar vid 900°C före korro- sionsprovning, iakttages en betydande minskning i korrosionshärdig- heten för legeringarna med fiv utöver ca 2,44. Denna förlust i korro- sionshärdighet har satts i korrelation med bildandet av karbider och intermetalliska faser, som utarma grundmassan på de element, som svarar för korrosionshärdigheten hos legeringen. Det har visat sig, att i dessa reducerande lösningar utskiljningspartiklarna ej angripas utan det är hos det intilliggande molybdenutarmade grundmassamaterialet som accelererat angrepp iakttages.
När data för den oxíderande svavelsyra-ferrisulfatlösningen, i det efterföljande benämnd som ferrisulfatprovet, inprickas versus šv (fig. 2), iakttages den motsatta tendensen i korrosionshastighet.
Inom NV området av 2,1 - 2,7 har kurvan erhållen genom minsta-kvadrat- -metoden en positiv derivata av 7,26 och en avskärning -13,36. Sålunda, i direkt motsägelse till reduceringsdata, iakttages de bästa korro- sionshastigheterna för legeringar med lågt Nv. En liknande men mera drastisk förlust i korrosionsegenskaper iakttages emellertid för sådana legeringar med Nv överstigande ca 2,4 efter åldringsbehandlingen.
J vnóísoz-s Detta oxidationsprov hade visat sig vara mera sensibelt för närvaron av utskiljning, eftersom utskiljningarna direkt och preferensiellt angripas av lösningen. Betrakta exempelvis legering IH, vilken vid kvantitativ metallografi visade sig ha 2-3 volym-% utskiljning.
I provet med kokande klorvatesyra var korrosionshastigheterna 6,80 och 7,01 för upplösningabehandlade respektive åldrade prover, eller en 3 I ökning. I ferrisulfatprovet var korrosionshastigheterna 2,29 och 2,90 för de upplösningsbehandlade respektive åldrade proven, eller en 27 X ökning. Jämför dessa data med data för legering 2, som innehöll ca 10 volym-1 utskiljning. I kokande H01 var korrosions- hastigheterna 5,99 och 14,61 för de upplösningsbehandlade respektive åldrade proverna, eller en lhü % ökning. Korrosionshastigheterna för upplösningsbehandlade och åldrade var 8,89 resp. 90,17 i ferrisulfat- provet eller en 1000 1 ökning. Det kritiska fiv värdet såsom bestämt genom metallografisk och korrosionsprovning har därför visat sig vara omkring 2,ü; därför representerar legeringarna 1 t.o.m. 13 hos tabell III legeringar utanför föreliggande uppfinning.
På grund av naturen av fiv beräkningen förefinnes ett stort antal legeringar inom det identifierade stabila området av 2,1 - 2,39 med vida varierande korrosionshärdigheter. Balansering av elementen Cr, Mo, W och Fe för att åstadkomma maximal korrosionshärdighet, förenad med metallurgisk stabilitet, erfordrade information om verkan av dessa element på korrosionshärdigheten hos upplösningsbehandlade enfas legeringar. Samma korrošionsdata för upplösningsbehandlade prover använda i fig. 1 och 2 analyserades under användning av multi- pel-återgångsanalys för att giva följande relationer: (II) Klorvätesyraprov Korrosionshastighet mm/år = 29,7 - 0,3ü (1 Cr) - 0,19 (% W) + o,o6 (1 Fe) - 1,15 (2 Mo) (III) Ferrisulfatprov Korrosionshastighet mm/år = 3,61 - 0,61 (% Cr) + 0,68 (I W) + 0,10 (zre) + 0,57 (% Mo) Kompositionen hos legeringar identifierade av föreliggande uppfinning härledas därför genom att maximera värdet av fiv från ekvation I inom området av 2,1 - 2,39 medan att till ett minimum bringa '7401502-5 10 värdena för korrosionshastighet från ekvationerna II och III. Betrakta exempelvis legeringarna 26, 27 och 28, vilka uppvisar fiv värden av 2,365, 2,367 resp. 2,369. Klorvätesyradata rör sig från 4,95 till 8,89 mm/år och' ferrisumacprovdafa från 1,91 :in 3,81 mm/år. sålunda måste kompositionen omsorgsfullt balanseras, eftersom från ekvationerna II och III verkningarna av molybden är direkt motsatta i de två lösningarna.
Som.ett ytterligare exempel på graden av uppnådd stabilitet och optimeringen av korrosionshärdigheten genom tillämpning av före- liggande uppfinning korrosionsprovades fyra legeringar efter olika åldringsbehandlingar, som visas i fig. 3 och 4. Legeringar l och 2, representerande tidigare teknik, visar avsevärd förlust i korrosions- härdighet efter åldring vid temperaturerna 700, 800, 900 och l0O0°C i såväl klorvätesyraprovet som ferrisulfatprovet. Legeringar 16 och 19, representativa för föreliggande uppfinning, hade likformiga hastigheter i samtliga åldrade tillstånd och i båda lösningarna.
Förmågan hos en legering att undvika utskiljningen av karbider vid åldring under korta tider vid låga temperaturer har rikligt visats i tillgänglig litteratur att vara en funktion av totala halten mellan- rumselement. På grund av praktiska begränsningar i smältning är det omöjligt att avlägsna alla mellanrumselement och legeringarna enligt föreliggande uppfinning kan utskilja karbider vid åldring under korta tider i området_65O - 1090°C. Närvaron av nämnda karbider kan sänka korrosionshärdigheten något, som visas i fig. 5 och 6. Genom att eliminera utskiljning av den intermetalliska fasen kan korrosionshastig- hetsökningen på grund av åldring väsentligt minskas. Emellertid är. det tydligt, att karbider har en skadlig inverkan. Den lilla mängden av karbid närvarande i legeringarna 14 och 29, som representerar 4,5 tons produktionssmältor, föranleder en viss förlust i egenskaperna i klorvätesyralösningen.
För att till ett minimum bringa denna effekt sattes en liten mängd titan till legering 30 för att binda med kväve och kol, som kunde föreligga i lösning i legeringen. Titan är speciellt effektivt på grund av dess låga atomvikt, men lika mängder av något av de andra elementen ur grupperna 4-6 såsom zirkonium, eller hafnium kunde för- väntas genomföra samma funktion så länge som de införas som faktorer i Ev programmet. Likaså kan vanadin och tantal vara närvarande på grund av deras kända fördelar, så länge som de riktigt införas som faktorer i Nv programmet. Som visas i fig. 5 och 6 har tillsatsen av titan minskat förlusten i egenskaper till ett minimum. Förbättringen i egen» 711015-02-5 ll skaper uppvisade av legering 30 gentemot legeringar enligt tidigare teknik visas allra bäst genom korrosionsprovning under upprepade 24- Data erhållna för legeringar 5, 20 och 30 i såväl Dessa timmarsperioder. ferrisulfatprovet som klorvätesyraprovet angivas i tabell V. data visar, att även om viss minimal förlust i korrosionsegenskaper uppträder, förblir korrosionshastigheterna hos legeringar enligt före- liggande uppfinning mera stabila med tiden. _" *”"ï1{ó_išö§ïš' 12 mfihflxmflhñfiuox mhvwmnx nmwvflfld >m Ufidnm mm vñmvmmß wm H0@@dflm>OHm m>P >d vwUum>HwUmE Hdumvfiwwwumwu Hdvmvwflmhvwmn 0nHd> Hm.m om.o mm.mfi mm.HH m«.ofl Hm.> >H.o m . _ _ . . wm.m o«.m om.m >h.m mm.m hm hm hm wm.hm wm.HH mmmm owmmw wwmfim m%.%w mm.w% «m.w oo.w mo.w Hm.h mH.h hm hm hm hm.@m m>.HH hm hm wm mm»wfl «H.mfl HH.h mm.@ mm.@ ho.m mh.m hm hm hm wv.mfl Hm.flH wm wm wm om.ow oß.m~ wmum mm.m hh.m m@.m mm.@ mm.m o@.m Hm.w m>.m mH.m mm.m ww.m mw.m «>.m ow.h hh m mm.m mm.m H@.m æm.m mH.m wm.w ww.v mw.« mH.m h~.@ oH.@ om.m oH.@ m@.@ ^Hm\E2v nu>mm#w>HofiM h umvwswhvmmnmuohwøuuox mmfim mmmm hmmm mmnm oofim oo.mH mH.mH ow.h flm.m m>.v mæ.ma o@.mH hm.om flm.>H HH.o~ mm m mh m mm N em N mm N hm hm hm mm.mm Nm.omm hm hm hm mm.hm Hv.«~ mw.mH @m.@H Hm.mH m>“m mm.« hm hm hm fi1mæHmm.mm hm hm hm mH.mw om.«m mmmm mw.m oo.m mm.~ øm.m hm hm hm mH.hN mm.w hm hm Anvhm wm.mh mw.mm mm N vw.m m~.m «m.N w@.m ~m.> mm.m m~.> mfi.m mm.« wm.w m>.> mm.h »e.m mm.m mw.m mv.N mH.~ mm.m mm.m om.m w~.m mm.m mm.m_ mm.m HH.> wo.h mw.m ofi.m «w.m m v m m H m w m N h m v n N H mfihflnhwmmfl mflfimmmhamuæm Om H: mflhuwmwu mnhfinhwmmß wflømmmhamnwm Om HG mflhnwmwd ^Hm\EEv >0HâvmwHdmhuHwH E..
Mhuxmu mummhwhfi m HG mdhnwmwà A Hmvwnmhvwmnmnohmonuox Anv fa MQOH Nwm Hhm Ooß Oflø wmm MOOH Nwm abw 00% mwo almmwl U Hflvmn uwmñwu Uh? S H Unnvflm Nvvmflm |>0Hm vmflwhvmmnwfløhmonuox mm mfihuuflm >m fidMHw>nH > JÅflQ 7lr01502-'5 13 När smältnings- och raffineringsförbättringar göras,som möjliggöra en smältfldng amhdessa legeringar till mycket låga totala halter av mellanrumselement, kan titanhalten minskas eller helt ute- lämnas.
Den metallurgiska stabiliteten hos legeringarna enligt före- liggande uppfinning åstadkommer även förbättrade mekaniska egenskaper i det åldrade tillståndet. Draghållfasthetsprovning genomfördes vid olika temperaturer på standardsätt med användning av antingen glödgade prover, som uteslutande hade upplösningsbehandlats under 30 min. vid 1l20°C följt av snabb luftkylning eller andra prover, som därefter även åldrats vid 900°C under 100 timmar och sedan luftkylts. Resultaten av sådana provningar visas i fig. 7. Data i denna figur visar att en typisk legering enligt föreliggande uppfinning har lämplig mekanisk hållfasthet vid temperaturer under 760°C och var jämförbar med tidigare tekniks legeringar såsom legering 5. Mera viktigt visar data att vid åldring under 100 timmar vid 900°C tänjbarheten hos legering 5 har fallit drastiskt över samma temperaturprovningsområde, medan legeringen representerande föreliggande uppfinning ej visade någon tänjbarhets- förlust.
Ovanstående beskrivning och rítningarna visar vissa föredragna utföringsformer och tillämpningar av föreliggande uppfinning. Det är underförstått, att fackmannen på området kan åstadkomma modifikationer som i så fall falla inom ramen för föreliggande uppfinning såsom den kommer till uttryck i efterföljande krav.
Claims (3)
1. _ 'zumsoz-s l, Pat entkrav . i 1. Nickellegering med ovanlig korrosionshärdighet mot såväl oxiderande som reducerande miljöer i alla av de glödgade, svetsade och varmâldrade tillstånden, k ä n n e t e c k n a d av att legeringen består av, räknat i viktprocent, 12-18 96 krom, 10-18 96 molybden, 0-3 96 järn, 0-7 96 volfram, mindre än 0,5 % aluminium, max 0,02 96 kol, max 0,08 96 kisel, mindre än 2 96 ko- bolt, upp till 0,75 96 av en medlem ur en grupp bestående av vanadinöoch tantal, varvid resten är nickel och föroreningar och av att legeringens atomära genomsnittliga elektronvakanskoncent- rationstal, Nv ligger i området från omkring 2,1 till omkring 2,4 och uppvisar ett balanserat förhållande mellan elementen Gr, Ho, Fe och W, för att i glödgat tillstånd ge en korrosionshär- dighetsfaktor (mm/år) i området 5,08 till 7,62 i klorvätesyra Foch i området 1,91 till 5,81 i järn(III)sulfat, varvid det ba- lanserade förhållandet mellan angivna element för korrosionshär- dighet (mm/år) i klorvätesyra bestämmas av: 29,7 - 0,514- (96 Cr) - o,19 (96 w) +o,oe (96 re) - 1,15 (96 mo) och s. gärnumnsulrat be- stämmas av: 3,61 - 0,61 (96 Gr) + 0,68 (96 W) + 0,10 (96 Fe) + 0,57 (96 Mo). s s . i j
2. Nickellegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att den består av: krom 'll-l- - 1? 96 molybden 14 - 16 % Järn < 2 96 volfram 0,5 96 max. aluminium < 0,5 96 kol 0,01 96 max. kisel 0,05 96 max. kobolt < 1 96 mangan < 0,5 96 titan upp till 0,5 96 nickel och föro- reningar rest. i
3. Nickellegering enligt krav 1, k ä. n n e t e c k n a d av att den består av: Inom molybden järn volfram aluminium kol kisel kobolt mangan titan nickel och föro- reningar 15 ca 16 % ca 15 % < 2% 0,5 % max. < 0,596 0,01 % max. o,o5%max. < 1% < 05% upp till 0,5 % rest. ANFÖRDA PUBLIKATIONER: Sverige 319 014 (C226 19/05), 396 407 (CZZC 19/05) 7401502-5
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US32997473A | 1973-02-06 | 1973-02-06 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE410741B true SE410741B (sv) | 1979-10-29 |
Family
ID=23287812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE7401502A SE410741B (sv) | 1973-02-06 | 1974-02-05 | Nickel-krom-molybden-legering med god korrosionsherdighet |
Country Status (17)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4080201A (sv) |
| JP (1) | JPS5337814B2 (sv) |
| AT (1) | AT337465B (sv) |
| BE (1) | BE810690A (sv) |
| BR (1) | BR7400792D0 (sv) |
| CA (1) | CA1003666A (sv) |
| CH (1) | CH606458A5 (sv) |
| CS (1) | CS210649B2 (sv) |
| DE (1) | DE2405373A1 (sv) |
| FR (1) | FR2216361B1 (sv) |
| GB (1) | GB1454814A (sv) |
| HU (1) | HU168600B (sv) |
| IN (1) | IN142127B (sv) |
| LU (1) | LU69335A1 (sv) |
| NL (1) | NL7401652A (sv) |
| SE (1) | SE410741B (sv) |
| ZA (1) | ZA74490B (sv) |
Families Citing this family (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6416596B1 (en) | 1974-07-17 | 2002-07-09 | The General Electric Company | Cast nickel-base alloy |
| JPS53108022A (en) * | 1977-03-04 | 1978-09-20 | Hitachi Ltd | Iron-nickel-chromium-molybdenum alloy of high ductility |
| US4129464A (en) * | 1977-08-24 | 1978-12-12 | Cabot Corporation | High yield strength Ni-Cr-Mo alloys and methods of producing the same |
| US4245698A (en) * | 1978-03-01 | 1981-01-20 | Exxon Research & Engineering Co. | Superalloys having improved resistance to hydrogen embrittlement and methods of producing and using the same |
| US4249943A (en) * | 1978-10-11 | 1981-02-10 | Williams Gold Refining Company Incorporated | Non-precious ceramic alloy |
| DE3162552D1 (en) * | 1980-01-17 | 1984-04-19 | Cannon Muskegon Corp | Nickel base alloy and turbine engine blade cast therefrom |
| FR2475984A1 (fr) * | 1980-02-20 | 1981-08-21 | Dupont S T | Complexe stratifie resistant a la corrosion, comprenant un substrat metallique et une couche externe en un materiau different, notamment en une matiere noble |
| JPS5857501B2 (ja) * | 1980-09-29 | 1983-12-20 | 三菱製鋼株式会社 | 電気メツキ用通電ロ−ル |
| DE3039473A1 (de) * | 1980-10-18 | 1982-06-09 | GHT Gesellschaft für Hochtemperaturreaktor-Technik mbH, 5060 Bergisch Gladbach | Aufkohlungs- und korrosionsgeschuetzte nickelbasislegierung |
| JPS586249U (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-14 | 株式会社日立製作所 | 油圧膨張式動バランススリ−ブ |
| US4755240A (en) * | 1986-05-12 | 1988-07-05 | Exxon Production Research Company | Nickel base precipitation hardened alloys having improved resistance stress corrosion cracking |
| US4766042A (en) * | 1987-02-27 | 1988-08-23 | Otani Tony U | Plastics processing machine components and alloy for use therein |
| US5120614A (en) * | 1988-10-21 | 1992-06-09 | Inco Alloys International, Inc. | Corrosion resistant nickel-base alloy |
| US5019184A (en) * | 1989-04-14 | 1991-05-28 | Inco Alloys International, Inc. | Corrosion-resistant nickel-chromium-molybdenum alloys |
| DE4203328C1 (sv) * | 1992-02-06 | 1993-01-07 | Krupp Vdm Gmbh, 5980 Werdohl, De | |
| US6280540B1 (en) | 1994-07-22 | 2001-08-28 | Haynes International, Inc. | Copper-containing Ni-Cr-Mo alloys |
| US6103383A (en) * | 1998-01-27 | 2000-08-15 | Jeneric/Pentron Incorporated | High tungsten, silicon-aluminum dental alloy |
| US6576068B2 (en) | 2001-04-24 | 2003-06-10 | Ati Properties, Inc. | Method of producing stainless steels having improved corrosion resistance |
| US6860948B1 (en) | 2003-09-05 | 2005-03-01 | Haynes International, Inc. | Age-hardenable, corrosion resistant Ni—Cr—Mo alloys |
| US6579388B2 (en) | 2001-06-28 | 2003-06-17 | Haynes International, Inc. | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys |
| KR20030003016A (ko) * | 2001-06-28 | 2003-01-09 | 하이네스인터내셔널인코포레이티드 | Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ합금의 에이징 처리방법 및 결과의 합금 |
| US20060093509A1 (en) * | 2004-11-03 | 2006-05-04 | Paul Crook | Ni-Cr-Mo alloy having improved corrosion resistance |
| DK2675931T3 (en) * | 2011-02-18 | 2017-03-27 | Haynes Int Inc | High temperature Ni-Mo-Cr alloy with low thermal expansion |
| CN104745882A (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 |
| US9970091B2 (en) | 2015-07-08 | 2018-05-15 | Haynes International, Inc. | Method for producing two-phase Ni—Cr—Mo alloys |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US3510294A (en) * | 1966-07-25 | 1970-05-05 | Int Nickel Co | Corrosion resistant nickel-base alloy |
| US3617261A (en) * | 1968-02-08 | 1971-11-02 | Cyclops Corp Specialty Steel D | Wrought nickel base superalloys |
| BE788719A (fr) * | 1971-09-13 | 1973-01-02 | Cabot Corp | Alliage a base de nickel resistant a l'oxydation aux temperatures elevees et thermiquement stables |
-
1974
- 1974-01-23 ZA ZA740490A patent/ZA74490B/xx unknown
- 1974-02-04 CA CA191,724A patent/CA1003666A/en not_active Expired
- 1974-02-05 BR BR792/74A patent/BR7400792D0/pt unknown
- 1974-02-05 SE SE7401502A patent/SE410741B/sv not_active IP Right Cessation
- 1974-02-05 JP JP1487274A patent/JPS5337814B2/ja not_active Expired
- 1974-02-05 AT AT88474A patent/AT337465B/de not_active IP Right Cessation
- 1974-02-05 HU HUCA361A patent/HU168600B/hu unknown
- 1974-02-05 CH CH158874A patent/CH606458A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-02-05 DE DE19742405373 patent/DE2405373A1/de not_active Withdrawn
- 1974-02-05 FR FR7403815A patent/FR2216361B1/fr not_active Expired
- 1974-02-06 LU LU69335A patent/LU69335A1/xx unknown
- 1974-02-06 BE BE140621A patent/BE810690A/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-02-06 GB GB540474A patent/GB1454814A/en not_active Expired
- 1974-02-06 CS CS74824A patent/CS210649B2/cs unknown
- 1974-02-06 NL NL7401652A patent/NL7401652A/xx not_active Application Discontinuation
- 1974-05-16 IN IN1074/CAL/1974A patent/IN142127B/en unknown
-
1976
- 1976-06-15 US US05/696,387 patent/US4080201A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU6521774A (en) | 1975-08-07 |
| JPS5337814B2 (sv) | 1978-10-12 |
| JPS5047812A (sv) | 1975-04-28 |
| GB1454814A (en) | 1976-11-03 |
| BE810690A (fr) | 1974-05-29 |
| AT337465B (de) | 1977-07-11 |
| FR2216361A1 (sv) | 1974-08-30 |
| BR7400792D0 (pt) | 1974-09-10 |
| ATA88474A (de) | 1976-10-15 |
| FR2216361B1 (sv) | 1977-06-10 |
| ZA74490B (en) | 1974-11-27 |
| HU168600B (sv) | 1976-06-28 |
| NL7401652A (sv) | 1974-08-08 |
| CA1003666A (en) | 1977-01-18 |
| US4080201A (en) | 1978-03-21 |
| LU69335A1 (sv) | 1974-05-17 |
| CS210649B2 (en) | 1982-01-29 |
| IN142127B (sv) | 1977-06-04 |
| DE2405373A1 (de) | 1974-08-08 |
| CH606458A5 (sv) | 1978-11-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| SE410741B (sv) | Nickel-krom-molybden-legering med god korrosionsherdighet | |
| KR102236938B1 (ko) | 쌍정 및 상변태 변형유기 고엔트로피 강 및 그 제조방법 | |
| CN109252083B (zh) | 一种多相高熵合金及其制备方法 | |
| Qin et al. | An as-cast high-entropy alloy with remarkable mechanical properties strengthened by nanometer precipitates | |
| JP6965364B2 (ja) | 析出硬化型コバルト−ニッケル基超合金およびそれから製造された物品 | |
| WO2007032293A1 (ja) | 高耐熱性、高強度Ｃｏ基合金及びその製造方法 | |
| JP2001049371A (ja) | 振動吸収性能に優れたＡｌ−Ｚｎ合金およびその製造方法 | |
| CN106337145B (zh) | 镍-铬-钼合金及其制造方法 | |
| WO2015159166A1 (en) | Gamma - gamma prime strengthened tungsten free cobalt-based superalloy | |
| EP3696291B1 (en) | Ti-ni alloy, wire, electrification actuator and temperature sensor using same, and method for manufacturing ti-ni alloy material | |
| EP1270755A1 (en) | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
| Yang et al. | Microstructure characterization, stress–strain behavior, superelasticity and shape memory effect of Cu–Al–Mn–Cr shape memory alloys | |
| AU2019350496B2 (en) | Creep resistant titanium alloys | |
| SE508684C2 (sv) | Utskiljningshärdad järnlegering med partiklar med kvasi- kristallin struktur | |
| WO2016013566A1 (ja) | 加工方向と同一方向への形状変化特性を有するチタン合金部材およびその製造方法 | |
| Meng et al. | Effect of Si addition on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si-Zn alloy | |
| EP3121298B1 (en) | Ni-base alloy for structural applications | |
| Xia et al. | Effect of Al content on abnormal grain growth and superelasticity in Fe–Mn–Al–Cr–Ni shape memory alloys with near-zero temperature-dependence of transformation stress | |
| JP2001049375A (ja) | 優れた振動吸収性能を有するＡｌ合金およびその製造方法 | |
| JP5578041B2 (ja) | 二方向の形状記憶特性を有するチタン合金部材及びその製造方法 | |
| GB2377944A (en) | Two step ageing of Ni-Cr-Mo alloys | |
| Liu | Some factors affecting the transformation hysteresis in shape memory alloys | |
| US20030070733A1 (en) | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
| Daigo et al. | Compatibility of nickel-based alloys with supercritical water applications: aging effects on corrosion resistance and mechanical properties | |
| CN108504970B (zh) | 一种低脆性锆基非晶合金及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 7401502-5 Effective date: 19910911 Format of ref document f/p: F |