SE423725B - Fe-ni-cr-legering - Google Patents
Fe-ni-cr-legeringInfo
- Publication number
- SE423725B SE423725B SE7803395A SE7803395A SE423725B SE 423725 B SE423725 B SE 423725B SE 7803395 A SE7803395 A SE 7803395A SE 7803395 A SE7803395 A SE 7803395A SE 423725 B SE423725 B SE 423725B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- alloy
- www
- alloy according
- titanium
- aging
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
Description
1803:95-s
10
15
20
25
30
35
2
reningar och tillfälliga element, är järn i en mängd av minst
45%. Företrädesvis är (%Ti) + 1/3[(%Nb) + 0,5(%Ta)] minst
2,á%.
Legeringen innehåller företrädesvis så ringa mängd
molybden och volfram som är praktiskt, dvs mindre än totalt
0,8%, varvid halterna företrädesvis är under 0,3% molybden
och under 0,3% volfram.
Tantal kan vara närvarande i legeringen i stället för
niob, varvid 2 viktdelar tantal ersätter l viktdel niob,
såsom framgår-hav att sambandet (smb) + 0,5 (ma) är o,9s-2,15%
och att sambandet (%Ti) + l/3[ (%Nb) + 0,5 (%Ta) ] är minst 2%,
företrädesvis minst 2,5%.Alternativt kan tantal emellertid
vara närvarande i de normala spårmängder, som vanligtvis fö-
religger i niob från kommersiella tillförselkällor, dvs i
en mängd av ca l% av mängden närvarande niob.
De föroreningar och tillfälliga element, som kan vara
närvarande i legeringen enligt uppfinningen, kan_inkludera
upp till 0,0l5% svavel, upp till 0,0l5% fosfor, upp till
0,02% zirkonium, upp till 0,02% kalcium, upp till 0,02%
magnesium och upp till 1% koppar.
För att optimera styrka och duktilitet i legeringen
enligt uppfinningen har det visat sig, att titanet, niobet
och boren bör regleras individuellt eller i kombination inom
de föredragna områdena 1,8-2,5% titan, 1,25-2,l% niob och
0,002-0,0l0% bor och att kolet och/eller aluminiumet bör hål-
las vid under 0,06% respektive 0,40%. Närvaron av aluminium
i små mängder av 0,02% eller mera är emellertid fördelaktig
för legeringens duktilitet.
Företrädesvis är sambandet (%T1) + (%Nb) + 0,5(%Ta)
högst 4,4% för att man skall säkerställa lângtidsstabilitet.
enligt föreliggande uppfinning är åldrings-
härdbar, och den âldringshärdade legeringen har god metallur-
gisk stabilitet och bibehåller styrka och duktilitet inom
ett vidsträckt temperaturområde från kryogena temperaturer
üzex-200°C) till medelhöga temperaturer i området 593-64900.
Legeringen
Sådana temperaturer säges ibland ligga i “lågduktilitets-
svackaneller-sänkan“ställtirelationtillförhöjdatempera-
turer såsom l000°C.
l0
20
25
30
35
7803395-8
3
En smidd legering enligt föreliggande uppfinning glöd-
gas vanligtvisförattåstadkommaengmrtiellupplösnings- och
rekristallisationsbehandling före åldringshärdningen. En
lämplig värmebehandling för glödgningen omfattar värmning
vid 899°C eller högre under ca 0,25 h eller längre allt i be-
roende av sektionstjocklek. Föredragna behandlingar utföres
l emrâaet saz7-lo6s°c under o,2s-l h. Glöagnlngetempereturen
påverkar kornstorlek och egenskaper varför man för att uppnå
en finkornig struktur av ASTM 6,5 eller finare för att säker-
ställa draghållfasthet och brottduktilitet föredrager en vär-
mebehandling vid ca 982°C, medan man vid högre temperaturer,
t ex lO38°C, erhåller grövre kornstrukturer såsom ASTM 5,5
eller mera, vilket förbättrar krypbrotthällfastheten. Glödg-
ning vid de högre temperaturerna kan användas för ytterligare
upplösnings- och rekristallisationsbehandling. Med hjälp av
en glödgning vid ca 101000 kan en kombination av dessa karak-
teristika uppnås.
Föredragna temperaturer för âldringshärdning av en le-
gering enligt föreliggande uppfinning ligger i området
593-732°C. Olika utföringsformer av legeringen enligt upp-
finningen har visat sig kunna underkastas en tillfredsstäl-
lande åldringshärdning genom en dubbelâldringsbehandling, som
börjar med värmning av den glödgade legeringen under 8 h vid
7la°c eller 732%, varefter följer en ugnekylnlng till s21°c
vid en kylningshastighet av 55,55°C/h, hållning under 8 h vid
62l°C och slutligen luftkylning till rumstemperatur.
Alternativt kan legeringen utsättas för en trippelvär-
mebehandling, varvid man mellan glödgningen och âldringen ut-
sätter legeringen för en värmning vid 760-87l°C, t ex 843°C,
under 0,5-6 h, företrädesvis 1 h, varefter följer en luftkyl-
ning till rumstemperatur eller till utgångstemperaturen vid
åldringen, t ex 7l8°C. Denna trippelbehandling kan vara önsk-
värd för att förbättra legeringens brottduktilitet eller
dragbrotthâllfasthet med skârad provstav. Generellt förblir
legeringsstrukturens kornstorlek praktiskt taget densamma un-
der åldringsbehandlingen och den mellankommande värmebehand-
lingen. Mikrostrukturen hos den plastiskt bearbetade lege-
ringen i det âldringshärdade tillståndet uppvisar en mjuk
10
15
20
25
30
'35
7803395- 8
4
duktil grundmassa med en rumstemperaturhårdhet, som i typis-
ka fall är ca HRB 75, och en däri likformigt fördelad Y'-fas
(A3B) av suboptisk storlek.
Typiska hállfasthets- och duktilitetsegenskaper hos
produkter av en enligt uppfinningen komponerad legering i
det åldringshärdade tillståndet inbegriper en rumstempera-
tursträckgräns av 758,4 N/mm2 eller högre, en rumstempera-
turslagseghet (Charpy-V) av minst 33,89 Nm och en tillräck-
lig högtemperaturdraghållfasthetoch-duktilitetvid649°C
för att ha 23 h livslängd och 3% krypbrottförlängning, när
en skårad/slät provstav utsättes för krypbrottprov vid drag-
spänningen 517 N/mmz och temperaturen 649°C,varvid provsta-
ven har en konfiguration för spänningskoncentrationsfaktorn
3,5 Kt
en slagenergi av 13,56 Nm eller mera vid Charpy-V-slagprov
. Stabilitetsegenskaperna exemplifieras bland annat av
vid rumstemperatur,sedan legeringen har exponerats l000 h för
temperaturen 649°C. Tillfredsställande stabilitet indikeras
också av en kontraktion av 25% eller mera vid rumstempera-
turdragprov efter långvarig exponering för höga temperaturer.
En föredragen legering enligt föreliggande uppfinning
har sammansättningen 29-34% nickel, 10-14% krom, 1,8-2,5%
titan och 1,25-2,l% niob, under förutsättning att
(%Ti) + l/3(%Nb) är minst 2,5%, 0,002-0,0l0% bor, upp till
2% mangan, upp till 0,4% aluminium, upp till 0,35% kisel,
upp till 0,06% kol och resten väsentligen järn, varvid den
eventuella närvaron av molybden och volfram begränsats för
att undvika överskridandet av en sammanlagd mängd av 0,6%
molybden + volfram. En sådan föredragen legering har en
2 eller mera vid rumstemperatur och
sträckgräns av 861 N/mm
en krypbrottlivslängd av 23 h eller mera vid dragspänningen
655 N/mmz och temperaturen 649°C, varvid krypbrottförläng-
ningen är minst 5% varjämte legeringen uppvisar en skårduk-
tilitet.
Uppfinningen skall i det följande exemplifieras med
några utföringsexempel.
EXEMPEL l
En legering med den nominella kompositionen 31% nickel,
12% krom, 2,5% titan, l,5% niob, 0,02% kol, 0,9% mangan,
10
15
20
25
30
35
7803395-8
5
0,005% bor och resten järn framställdes genom vakuuminduk-
tionssmältning av elementära metaller och ferrolegeringar,
varefter legeringen göts och smältan fick stelna i en götform.
Resultaten av kemisk analys av legering nr l anges i tabell 1.
Götet värmdes under 12-16 h vid ll2l°C för homogenisering och
smiddes sedan till 5,71 cm plattämnen, varvid ett parti av
plattämnena smiddes ytterligare till kvadratstångmaterial med
en storlek av ca 1,43-l,59 cm. Förvärmnings- och återupphett-
ningstemperaturen vid smidningen var ll2l°C. Smidbarhetsegen-
skaperna var mycket goda. Sträckgränsen för den smidda stång-
en i det glödgade och åldringshärdade tillståndet översteg
väsentligt 965 N/mmz vid rumstemperatur och översteg också
827 N/mmz vid 649°C. För att bekräfta den skäligt goda aniso-
tropin hos egenskaperna uttogs små provstycken (l,8l6 cm mät-
längd och 0,452 cm mätdiameter) tvärs mot smidningsriktning-
en (betecknas såsom provstav nr l-T) från plattämnet med
tjockleken 5,71 cm. Dessa provstavar utsattes för prov. För
att bekräfta långtidsstabiliteten vid exponering för förhöjda
temperaturer under långvariga tidrymder uttogs provstycken
ur stångmaterial, som hade glödgats och åldrats och hållits
vid förhöjda temperaturer under tidrymder upp till 12000 h,»
och dessa provstycken underkastades drag- och/eller slagprov.
Resultaten av provningen av de värmebehandlade plastiskt.be-
arbetade produkterna av legering nr l anges i tabellerna 2
och 3, och provresultaten visar goda egenskaper för denna le-
gering i fråga om 0,2-gräns, dragbrottgräns, förlängning och
kontraktion efter brott, Charpy-V-slagseghet och krypbrott-
hållfasthet både vid släta provstavar och skårade provstavar.
EXEMPEL 2
Plastiskt bearbetat stångmaterial (legering nr 2) fram-
ställdes genom luftinduktionssmältning av en nominell lege-
ringskomposition av 31% nickel, 12% krom, 2,25% titan, 1% niob,
0,02% kol, 1% mangan, 0,005% bor och resten järn, varefter
följde gjutning av ett göt, som sedan smiddes till 1,43 cm
kvadratstångmaterial. Göthomogeniseringstemperaturen var
ll49°C och förvärmningstemperaturen vid smidningen var l093°C.
Resultaten av kemiska analyser och provning av mekaniska egen-
skaper anges i tabellerna l, 2 och 3.
7803395- 8
10
15
20
25
30
35
6
EXEMPEL 3-7
Vid andra exempel framställdes plastiskt bearbetade
produkter av legeringarna nr 3 och 5, som framställts genom
luftsmältning, och av legeringarna 4, 6 och 7, som fram~
ställts genom vakuumsmältning, varvid de olika legeringarna
efter gjutningen smides till 5,7l cm plattämnen och 1,59 cm
eller 1,43 cm kvadratstångmaterial såsom i exemplen l och 2.
Resultaten av kemiska analyser och mekanisk provning anges
i tabellerna l, 2 och 3 för ett vidsträckt temperaturomrâde
från -l96°C till 704°C. Vissa ändringar i glödgnings- och
åldringsbehandlingarna visade, att legeringskompositionen är
lämplig för en viss mångfald av glödgnings- och åldrings-
behandlingar. Exempelvis påbörjades åldringen av legering
nr 5 vid temperaturen 7l8°C; efter glödgning under 0,5 h
vid 982°C återuppvärmdes legeringen sålunda och underkasta-
des en dubbelåldring genom att legeringen hölls 8 h vid
71s°c, ugnekyiaee till 621°c med hastigheten ss,'6°c/h, höns
under 8 h vid 62l°C och slutligen luftkyldes. För krypbrott-
prov av legering nr 4 utsattes några provstycken för glödg;
ning vid 982°C, medan andra glödgades vid l038°C. Legering
nr 6 underkastades en trippelbehandling, vid vilken legering-
en glödgades vid 982°C, återuppvärmdes för en mellanbehand-
ling av 3*h vid 843°C, luftkyldes och därefter dubbelåldra-
des med utgång från temperaturen 7l8°C.
Optiska metallografiska studier av provstavarna från
de ovanstående exemplen visade, att materialet hade relativt
fin kornstorlek och en viss mängd fina sfäriska intragranu-
lära karbider och rena, regelbundna korngränser och inga
synliga, oönskade faser såsom n-, 6-, g eller Laves-
faser. Härdningsfasen var allt för liten för att framträda
vid optiska förstoringsgrader (upp till 1000 ggr förstoring).
Med kompositioner, i vilka nickelhalten och titanhal-
ten låg i området 31-34% nickel och 2-2,5% titan och i vilka
(%Ti) + l/3(%Nb) var minst 2,6 och (%Ti) + (%Nb) var minst
3,3%,har särskilt goda egenskaper uppnåtts, nämligen minst
896,3 N/mmz sträckbrottgräns vid rumstemperatur och
75,84 N/mmz sträckbrottgräns vid 649°C samt krypbrotthâll-
fastheter av 620 N/mmz och mera, ofta 689,5 N/mmz, vid tem-
10
15
20
25
7803395-8
7
peraturen 64906 och krypbrottlivslängden 23 h, varjämte
dessa kompositioner haft tillfredsställande duktilitet.
Legeringens gensvar på åldringshärdning är relativt
långsamt eller trögt och leder sålunda till god svetsbarhet
och undvikande av deformationsâldringssprickbildning i mot-
sats till andra legeringar, som härdats huvudsakligen me-
delst stora mängder titan och aluminium. För uppnâende av
god svetsbarhet bör borhalten företrädesvis begränsas till
högst 0,0l0%, företrädesvis 0,005% bor.
Prov utfördes för att bedöma legeringens lämplighet
för spånskärande bearbetning i åldringshärdat tillstånd vid
olika skärhastigheter. Vid dessa prov konstaterades att
svarvning med hårdmetallverktyg vid skärhastigheter av ca
45,7-54,87 m/min, skärdjupet 1,27 mm och matningen 0,21 mm/r
var tillfredsställande för 12 min utslitningstid till
0,038 mm förslitning under svarvning vid utnyttjande av le-
geringar med niobhalter av 2,2% och l,5%. För högre skär-
hastigheter föredrages lägre niobhalter i området 1-1,75%.
Legeringen enligt föreliggande uppfinning är särskilt
lämplig för ekonomisk framställning av turbinkomponenter,
som kräver hög styrka och god duktilitet under exponering
för temperaturer i driftstemperaturomrâden runt 650°C, t ex
kompressorblad eller tätningsringar i fordonsturbiner, land-
baserade turbiner eller flygturbiner. Legeringen kan dess-
utom vara användbar för bultar, hållarringar för elektriska
generatorer och andra ändamål, inbegripande material för kom-
pressorhus.
7803395-“8
Anzwv + Aflawy m wømnamm
^nzævm\H + Aflawv 4 ønwnemw
mfinmmhamßmnnfiø >m wa
Hawa mmd Hmflmfiwå H Hmunmn mmfiumwnnfl :må mnHmm>am:mA0fiZ
fiøu æmo_o Hawa mmø mfifimßwaøfl cmxv nmvmwn n .flmwn
°o.m ~H_~ .pwwfl wøoäo @oo§° wH.@ mß~° «=.° «~_o ~m_fi w@.H °m.HH wQ_~w
>
>m.« ~°_m ,uw@H æeoao m°°_Q «H.o °æ.° m°.° mfi.° m°.~ @m.~ mo.~H ß~.Hm w
@m_« ~m.~ .pmwu >o°_o «°o.° .m~.° wo.H ~°.o @H.° ~H.~ -.~ ~H_~H mw.Hm m
w>.m m@_N .ummu mo°.° moo_ø @~.° @w.° ~Q_o mH_° wmäfl wH.~ °m.HH «m.Hm «
mæ.m «@.~ .umwu mo°_Q m°o.° @N.° °o.H Ho.o @H.o @«.H «m.~ Hm.- m~.Hm m
>m.m H>_N .umwu «oo.° m°o.° m~_o wm.° Hoßo m~_° m@.° @m.~ m@_~H H~.H~ N
mßäm m>_~ .amma mooko mo°.° mN§o ww.° >o°.o mmäø °m_H m~.~ Hm.~H wm.mm H
m m _ mm m m mm. ma m mm mm _ mm mm mm lwmmm
wcunämm Immmn
Awßxflbv wæflmcm MmfiEwN
_ QQHQQB
7803395-8
m.wfi wu md mwflfl >.wøw am .u.m\uo«ow wH> s Qcca + = .
w.«H ww wfl mwwfl w.www em .o.<\oøww@ nfi> Q oowm + = 1
w.w~ Hm wfi. wøwfi w.w~°~ am .u.m\oow«w vw» n wwwfi +wmm+=nm
1 w.ww m.w~ w.www «.www www 1 = .
w.wm ww HN »www ~.m@w am 1 wm<+=næ w
w.wm æw m.m~ w.wmw w.mww am .u.<\ooww@ vw» n oowfi +.. 1
1 www 1 1
1 m.ww vw w.mHwH w_Hww am 1 ww<1=um N
1 *mm «m.w~ w.m>w w.ww> www ^uømmv = .
1 «m.~m «w~ m.wm~H m.mHw = Aunmmv wm<+:um
1 «m-> mm w.wmw w.°w~ am Aauunmuv nam a1H
«.«~ ww wfi wwwfi w.www = .o.«\oowww ufl> n owom + = .
w.w« ww wfi Hmwfi wwofl = .o.<\oow«@ vw» n owwfl + = 1
w.wm 1 1 1 1 = .o.<\oowwm ufl> Q QCQNH + = 1
«.~w qw NN wwwfl w.HwoH = .u.m\oowwm wfi> Q Qwwm + = 1
w.wm om MN wmwfl «.o~oH am .o.4\uowwm øfl> n wood +wv<+anm
1 Nw m.«~ wfløfi m.mww www 1 .
H.ww m.°« om mwmfi >.www = 1 ww<+cnm
1 mm >« ~.wow w.ww~ am 1 cam H
EZ w w NEE\Z NEE\Z OO wflumwcfi .uwcomxm mcwfi wcflu
z>u mm Hm man wa msm» 1unmsmm 1wwmn
|>oHm lmëumb
7805395-8
10
NN m.>N >.NNNH .m.NwN am .u.<\uoN«w wN> Q OQQN +mmm+=
mw NH m.@NN »HN www 11 1 1
m.wN NH NNNH N.°HN am dmaaxamaum
NN mN N_NNm N.m@N Nww = 1
m.NN ON N.°mmN m.°Nm = wm4+na<
m_«@ Nm @_««N N.NmN am nam w
m_NN NH NNNH @.@ooN am .u.m\uoN«w wN> n QQOH + = =
NN NN N.NNN »NN NN» = =
Nm NN >.>NNH N.oNm íam _ H1wmm+nnm m
NN 1oN >_mNw N.«N> Nww Avnwm. = =
1m.om 1NN NNHH N.N°N 1 = ^»nwMv wmm+n=<
*Nm *NN m.NNm N.@mN am Asøupøwuv nam a1v
1 1 1 1 = .u.<\uoN«w wN> Q OQQNH + = =
1 1 1 1 = .u.«\uoNN@ wN> n Qocm + = =
1 1 1 1 am .u.<\uom«w uN> s Qoofl + = 1
1 1 1 1 = .u.<\uoNNm øN> Q QQQNN + = =
.I .1. I I : -U-.É\UOwMm .mvflxr S 000m + i t
1 1 1 1 am .u.<\uowmm wN> n NUCH + = =
1 um _.wNNmnwmuwNmgm NNON 1 NNN1 1 = =
mN mN NNNH @.w°NH QNN1 1 = =
@m_mm *NN mmm >_wwN Nwm 1 = =
1m« *NN NNNN >.NNN = 1 @m<+cn<
1N> *om w.Nw@ «.mmN sm 1 uc< N
w 1 w _ EE\Z EE\Z _ UG øflummfiwnmnomxm mä: mnflu
Nm Hm N men N w» New» 1@amnwn 1wm@A
N l>0Hm lwfiHm>
^m\N .wfimv N nnmmma
7803395-8
.l_
l
Auwßëmfiwuwë EU Nmw.o S00 Umflwfivwfi Eu Næ~H mwwmfiuväfludumßv
aåo mm.H1mw.fl ømxwaxuøfiu wwš uøwcwummnumxnmu møwaäm >m summan
uwuweøaøpwa au ~m«.° .wmnwflvwe a ~w.H
EZ vmuA5mmH>0HmmmHm|>|>mHmflu
flwë w#mHwMumE Eon .>0Hm
Hmm mmuflmucfi wmä Eu vw.o uwpmamau wmñ nowuxmwumë cm www cofluxmuunox Hawøucmuoum
Auwuøsmaøumæ ao ~m«.o suo wwnwavwa ao ~w.H mmumfiuuanaø »wav
« mmš muxumenø Eom >onm Mmm mmuflmwnfl wwë Uomww ua> >oum Hmm Eu wm.m »Emm uow~mmH
nuo nnumummämumšflu wH> >0Hm Hmm šo >fi.m cwwmcwflumñ @a> mnacmnmfiamu aflwøucmuoum
mnwnmuvounmmuw
mmmum N.°
uøvmuw Ewuwadn
mcanwflm zoo møwsmwwflm dmflaoš maaøflæxßmøfl _: m umønn Uomwæ ufl> mnaflwcmswscmaflwfi
.nm>O umflflflw Gmflwm MUflm@uOm\§0O U0@%> Ufl% wwfluumßm wnfiuøfiw
s m U Hmm mama xmø s n m U Nmß.
mcacfihxuuøfi møømuøfimcm uëæm s æ nmucd Uoflmm Ufiw mcanaflms umvamumw :oo wofimw
aflflv s\00w.mm wa> møflflfiæxwnmø >m vfifiæw ~s w uwønø uowmß wa> wmHøcmswnmEam>
waaxuaøa nuo s a wmvs: u wwøa u«> wmmømaw
waaxpaøa :oo n m.o uwwaø woflwa wa» wmmwwam
mauwccwuxwmum>u mwuaëm mn >m nwucmx ©a> =w 4:
S00 Eøuufiwu Ufl> =Gø4= wfl>nm> .u0mGwumumH©m>x møwaëm Eu H>.m :mmm :wxu>vm>oumuw>u
å
Z>O
mmê
~1c=m
cam
B
.anw QUO B1H Hc >m mmufimwfiv wwë
uxfluwmcwfl a mcmmuuø GwxUmflm>0Hm
1 am om 1m.~ww1 m.mQ> maw 1 = .
m.«« - maaa 1 am 1 = .
1 m.m ON wwfla a.>~æ am 1 a1mm<+c=m
1 mm am amw NNN am 1 ~1anm
1 m.°« m.H~ QNHH m.maæ am .u.<\oom«w va» Q coca + = .
1 m.mm mw @.maw ~.H«> www 1 = .
1 mä NN 12.3 wJÉ _. 1 wm<+n5~
1 mm wa w.mm@ a.ma~ am 1 nam a
lfim w w NEE\Z EE\Z_ Uo wflßmmdwumflomwm mnaa mnflu
z>u
wED WN
|>0nm |wEnww
78Ü3395~8
12
~G Naim Hmßfifi NEE\Z mmm flaflu Umxæ
|m>~»m>o~m »wfim nam umcwfipwa .@.~u»M
.~aa\z °~w nwmafinømmwuøfiw Hflfiu wmxm uwßuwnmw
_§ mv Hwwflfl NEE\Z m~amm I mflflflummflwß UmHwHwHmu0<«
uflæxpwsfl :oo n m.o wmvs: uoæmofl ufl> wmmømflm u ~|==<
.au ~m«_° u
Hmflmëmfiwumš ~E0 Næ~H H
~Eo mm_a|mw.A Gmflflm flwâ HmflumumEwGwMwumu®m>x uuflëm
H00
fimnm mmouufl mnmumboum uwflm :oo wmuwxm ømnwnflnëox cm >m wøfløflflmvmëmum Hmm cwxohuw>0um
mn m.>~ «.~ m.mw@_ www
m.Hm ma w.mw *m.°~w .mmm .m.Hmm www
md m.mH H.m m.mww ¶ www
mä .OH mUw~ mumww mqw
m m m w NW m mmm www
ßfl m.mH H.>~ m_m@w www
m_m« ON w.~w w.~w« wo»
NH w m.wm m.mw@ www
m m.@ >.>m «.>~w mmm
wm «~ m.>H @.~w« wcß
bn flm @.«H m.mw@ www
mfl m qw «.>~w mmm
m.°~ ma m_m~ H.>Hm wøß
m_m~ WH mm m.mw@ www
wa m.HH m.«w m.o~@ www
m.~m m.m~ HH w.H@w mmm
m_HH m @.m~ m.@w@ www
MN mä m.~> w\~@« woß
m.Qm «~ m.«æ m.m@@ www
m v «.wmm «.>~w mmm
» W ¶ n . ~sa\z . uo
:Sëmuëå mfiäumflww ømßnäflrfifl mafianwmm new»
Amdmummoflumnfiàšoxv.boumuvohnmæux
m flflmmdfi
H|mm4+~|:c«
2 _-
wm4+nø<
H|wm4+aH+cøm
0m4+cn4
H|wu<+c=m
5 _-
: _.
~|ww<+H|ac4
= .-
= _-
wm4+:nm
= =
= =
= _-
wm4+::<
mm4+nc<
I _-
wm4+Gm<
Nüfifiwnmßwß
|0EHm>
H
mcfln
Iømwq
Claims (8)
10 15 20 25 30 7803395-8 13 PATENTKRAV l. FeNiCr-legering, k ä n n e t e c k n a d därav, att den innehåller 29-34% nickel, 10-14% krom, 1,5-2,5% ti- _tan, 0,95-4,3% niob eller tantal eller blandningar därav un- der förutsättning att (%Nb) + 0,5(%Ta) är 0,95-2,15% och (%Ti) + l/3[(%Nb) + O,5(%Ta)] är minst 2%, 0,002-0,0l5% bor, upp till 2% mangan, upp till 0,5% kisel, upp till 0,8% alu- minium, upp till O,l% kol, upp till O,5% molybden och upp till O,5% volfram, varvid resten förutom föroreningar och tillfälliga element är järn i en mängd av minst 45%.
2. Legering enligt patentkravet l, k ä n n e t e c k- n a d därav, att (%Ti) + l/3[(%Nb) + 0,5(%Ta)] är minst 2,5%.
3. Legering enligt patentkravet l eller 2, k ä n n e- t e c k n a d därav, att titanhalten är 1,8-2,5%. något av de föregående patentkra- a d därav, att niobhalten är
4. Legering enligt ven, k ä n n e t e c k n 1,25-2,l%.
5. Legering enligt k ä n n e t e c k n a d 0,002-0,0lO%.
6. Legering enligt något av de föregående patentkraven, därav, att borhalten är något av de föregående patentkra- ven, k ä n n e t e c k n a d därav, att (%Ti) + (%Nb) + 0.5(%Ta)
7. Legering enligt något av de föregående patentkra- ven, k ä n n e t e c k n a d därav, att den innehåller 29-34% nickel, 10-14% krom, 1,8-2,5% titan, 1,25-2,l% niob, under förutsättning att (%Ti) + l/3(%Nb) är minst 2,5%, upp till 0,0l0% bor, upp till 2% mangan, upp till 0,4% alu- minium, upp till 0,35% kisel, upp till 0,06% kol och upp till 0,06% sammanlagt av molybden och volfram, varvid resten är högst 4,4. är väsentligen järn.
8. Användningen av en legering enligt något av patentkraven l-7 för framställning av plastiskt bearbetade produkter. ANFURDA PUBLIKATIONER:
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US78060877A | 1977-03-24 | 1977-03-24 | |
US05/845,474 US4165997A (en) | 1977-03-24 | 1977-10-26 | Intermediate temperature service alloy |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
SE7803395L SE7803395L (sv) | 1978-09-25 |
SE423725B true SE423725B (sv) | 1982-05-24 |
Family
ID=27119730
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
SE7803395A SE423725B (sv) | 1977-03-24 | 1978-03-23 | Fe-ni-cr-legering |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4165997A (sv) |
AT (1) | AT372408B (sv) |
DE (1) | DE2812487A1 (sv) |
FR (1) | FR2384857B1 (sv) |
GB (1) | GB1551804A (sv) |
IT (1) | IT1156171B (sv) |
SE (1) | SE423725B (sv) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2054647B (en) * | 1979-07-27 | 1983-10-26 | Westinghouse Electric Corp | Iron-nickel-chromium alloys |
US4911884A (en) * | 1989-01-30 | 1990-03-27 | General Electric Company | High strength non-magnetic alloy |
US5137684A (en) * | 1991-03-06 | 1992-08-11 | Rockwell International Corporation | Hydrogen embrittlement resistant structural alloy |
JP3308090B2 (ja) * | 1993-12-07 | 2002-07-29 | 日立金属株式会社 | Fe基超耐熱合金 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA656085A (en) * | 1963-01-15 | Universal-Cyclops Steel Corporation | Ferrous base alloys containing boron | |
US3065067A (en) * | 1959-01-21 | 1962-11-20 | Allegheny Ludlum Steel | Austenitic alloy |
GB999439A (en) * | 1962-05-10 | 1965-07-28 | Allegheny Ludlum Steel | Improvements in or relating to an austenitic alloy |
US3243287A (en) * | 1962-09-14 | 1966-03-29 | Crucible Steel Co America | Hot strength iron base alloys |
US3212884A (en) * | 1963-07-03 | 1965-10-19 | Marjorie O Soler | Ferrous base alloys containing boron |
US3300347A (en) * | 1964-05-07 | 1967-01-24 | Huck Mfg Co | Fastening device and method of making same |
US3663213A (en) * | 1970-05-11 | 1972-05-16 | Int Nickel Co | Nickel-chromium-iron alloy |
US3705827A (en) * | 1971-05-12 | 1972-12-12 | Carpenter Technology Corp | Nickel-iron base alloys and heat treatment therefor |
US3935037A (en) * | 1974-04-18 | 1976-01-27 | Carpenter Technology Corporation | Austenitic iron-nickel base alloy |
US4066447A (en) * | 1976-07-08 | 1978-01-03 | Huntington Alloys, Inc. | Low expansion superalloy |
-
1977
- 1977-10-26 US US05/845,474 patent/US4165997A/en not_active Expired - Lifetime
-
1978
- 1978-03-22 IT IT48540/78A patent/IT1156171B/it active
- 1978-03-22 DE DE19782812487 patent/DE2812487A1/de not_active Withdrawn
- 1978-03-22 FR FR7808307A patent/FR2384857B1/fr not_active Expired
- 1978-03-23 AT AT0206278A patent/AT372408B/de not_active IP Right Cessation
- 1978-03-23 SE SE7803395A patent/SE423725B/sv unknown
- 1978-03-23 GB GB11788/78A patent/GB1551804A/en not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
AT372408B (de) | 1983-10-10 |
ATA206278A (de) | 1983-02-15 |
FR2384857A1 (fr) | 1978-10-20 |
DE2812487A1 (de) | 1978-09-28 |
IT7848540A0 (it) | 1978-03-22 |
US4165997A (en) | 1979-08-28 |
GB1551804A (en) | 1979-08-30 |
FR2384857B1 (fr) | 1985-07-12 |
IT1156171B (it) | 1987-01-28 |
SE7803395L (sv) | 1978-09-25 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP1340825B1 (en) | Ni-base alloy, heat-resistant spring made of the alloy, and process for producing the spring | |
US11718897B2 (en) | Precipitation hardenable cobalt-nickel base superalloy and article made therefrom | |
JPH04202729A (ja) | 耐熱性に優れたTi合金 | |
GB2219310A (en) | Chromium- and niobium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
AU2022224763B2 (en) | Creep resistant titanium alloys | |
EP0388527A1 (en) | Improved titanium aluminide alloys | |
GB2234258A (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by carbon, chromium and niobium | |
JP7120437B2 (ja) | 棒材 | |
EP0104738B1 (en) | Controlled expansion alloy | |
JP2955778B2 (ja) | 制御熱膨張合金及びそれにより製造された製品 | |
EP0593824A1 (en) | Nickel aluminide base single crystal alloys and method | |
US2996379A (en) | Cobalt-base alloy | |
JPH09165634A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
JPH01255632A (ja) | 常温靭性を有するTi―Al系金属間化合物型鋳造合金 | |
US3147155A (en) | Hot-working process | |
US4722828A (en) | High-temperature fabricable nickel-iron aluminides | |
EP0460678A1 (en) | Nickel-based heat-resistant alloy for dies | |
JPH0578769A (ja) | 金属間化合物基耐熱合金 | |
US5006308A (en) | Nickel aluminide alloy for high temperature structural use | |
SE423725B (sv) | Fe-ni-cr-legering | |
EP0398264B1 (en) | Precipitation hardening type nickel base single crystal cast alloy | |
KR20210084762A (ko) | 고온 특성이 향상된 티타늄-알루미늄계 합금 | |
JPS6330381B2 (sv) | ||
JP2686020B2 (ja) | 超塑性変形能を有するβ+γTiAl基金属間化合物合金とその製造方法 | |
JP4058398B2 (ja) | 高温疲労強度に優れたアルミニウム合金鍛造材 |