CN101457316A - 可焊的抗氧化镍-铁-铬-铝合金 - Google Patents

可焊的抗氧化镍-铁-铬-铝合金 Download PDF

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Abstract

可焊的高温抗氧化合金，其具有低的凝固裂纹敏感性和良好的抗应变时效开裂性。该合金以重量计包含：25％－32％铁、18－25％铬，3.0－4.5％铝、0.2－0.6％钛、0.2－0.4％硅、0.2－0.5％锰、以及余量的镍与杂质。Al+Ti含量应为3.4％－4.2％，以及Cr/Al比例应为约4.5－8。

Description

可焊的抗氧化镍-铁-铬-铝合金
发明领域
本发明涉及含有铬、铝和铁的镍基抗腐蚀合金。
发明背景
存在许多含有铬和选定用于在特定腐蚀环境中提供抗腐蚀性的其它元素的抗腐蚀性镍基合金。这些合金还含有经选择以提供所需机械性能例如拉伸强度和延展性的某些元素。许多这些合金在一些环境中表现良好而在其它腐蚀性环境中表现不佳。一些具有优异抗腐蚀性的合金难以成形或焊接。因此，本领域继续尝试开发具有抗腐蚀性和可加工性的组合的合金，所述组合使合金能够易于成形为具有长工作寿命的容器、管道和其它部件。
英国专利No.1,512,984公开了具有标称8-25％铬、2.5-8％铝和至多0.04％钇的镍基合金，该合金通过将必须含有大于0.02％钇的电极进行电渣重熔(electroslag remelt)制得。美国专利No.4,671,931教导在镍-铬-铝合金中使用4-6％铝以通过形成富氧化铝的保护性氧化皮(scale)来获得突出的抗氧化性。还通过向合金添加钇来提高抗氧化性。铁含量被限制为最大8％。高铝量导致Ni3Al γ′析出物的析出，该析出物在高温、特别在约1400℉下赋予良好的强度。美国专利4,460,542描述了一种含有以下组分的无钇镍基合金：14-18％铬、1.5-8％铁、0.005-0.2％锆、4.1-6％铝和不超过0.04％的极少钇，该合金具有优异的抗氧化性。本专利范围内的合金已作为
Figure A200810183325D0003094650QIETU
合金而商业化。该合金含有14-18％铬、4.5％铝、3％铁、0.04％碳、0.03％锆、0.01％钇、0.004％硼和余量镍。
Yoshitaka等在日本专利No.06271993中描述了含有20-60％镍、15-35％铬和2.5-6.0％铝的铁基合金，该合金需要小于0.15％的硅和小于0.2％的钛。
欧洲专利No.549286公开了其中必须具有0.045-0.3％钇的镍-铁-铬合金。所需的高水平钇不仅使合金昂贵，而且它们还会使合金因镍-钇化合物的形成而不能以形变形式进行制造，该化合物在热加工操作期间促使发生开裂。
美国专利No.5,660,938公开了一种具有30-49％镍、13-18％铬、1.6-3.0％铝和1.5-8％的一种或多种IVa和Va族元素的铁基合金。该合金含有不足以确保在暴露于高温氧化条件期间形成保护性铝氧化物膜的铝和铬。另外，IVa和Va族的元素可促进减小高温延展性的γ′形成。诸如锆的元素还可促使焊件在凝固期间发生严重的热裂。
美国专利No.5,980,821公开了含有仅8-11％铁和1.8-2.4％铝并且需要0.01-0.15％钇和0.01-0.20％锆的合金。
遗憾地，上述专利公开的合金遭受许多焊接和成形问题，这些问题正是由于铝的存在、特别是当存在量为合金的4-6％时引起的。在从最终退火操作冷却期间，这些合金中可能快速发生Ni3Al γ′相的析出，从而甚至在退火条件下产生与低延展性相应的相对高的室温屈服强度。与固溶强化的镍基合金相比，这使得弯曲和成形更加困难。高的铝含量在焊接和焊接后热处理期间还促成应变时效开裂问题。这些合金还倾向于在焊接期间发生凝固开裂，并且事实上需要改进的化学填料金属来焊接称作
Figure A200810183325D0003094650QIETU
合金的商业合金。这些问题阻碍了焊接的管状产品的开发并且限制了该合金的市场增长。
发明概述
本发明的合金通过降低γ′对高温延展性的负面影响来克服这些问题，所述降低是通过以25-32％的范围大量添加铁并且将铝+钛水平降至3.4-4.2％来实现。另外，钇的添加是不需要的，并且可通过添加混合稀土进行替代。
通过修改现有技术组成以便用高得多水平的铁替代镍，克服了背景技术部分描述的Ni-Cr-Al-Y合金的缺点。此外，我们降低铝水平，优选从214合金目前的4.5％典型量降至约3.8％。这种降低减少可在合金中析出的γ′的体积分数并且改善合金对应变时效开裂的抵抗性。这为最终用户实现了管状产品生产的更好可制造性以及更好的焊件可加工性。我们还将合金的铬水平提高至约18-25％以便在降低的铝水平下确保足够的抗氧化性。还添加少量硅和锰以改善抗氧化性。
本发明提供了一种镍基合金，该合金以重量计包含如下组分：25-30％铁、18-25％铬、3.0-4.5％铝、0.2-0.6％钛、0.2-0.4％硅和0.2-0.5％锰。该合金还含有至多0.01％的钇、铈和镧。可存在至多0.25％的碳。合金中的硼可为至多0.004％，存在的锆可为至多0.025％。合金的余量是镍与杂质。另外，铝与钛的总含量应为3.4％-4.2％，并且铬与铝的比例应为约4.5-8。
本发明优选提供包含如下组分的合金组合物：26.8-31.8％铁，18.9-24.3％铬，3.1-3.9％铝，0.3-0.4％钛，0.2-0.35％硅，至多0.5％的锰，钇、铈和镧的每一种至多0.005％，至多0.06％碳，小于0.002％的硼，小于0.001％的锆，以及余量的镍与杂质。还优选的是，总的铝与钛为3.4％-4.3％并且铬与铝的比例为5.0-7.0。
最优选的组合物含有27.5％铁、20％铬、3.75％铝、0.25％钛、0.05％碳、0.3％硅、0.3％锰、痕量的铈和镧以及余量的镍与杂质。
从优选实施方案的描述和本文报导的测试数据，本合金的其它优选组成和优点将变得明显。
附图简述
图1是显示在1400℉下的拉伸延伸率作为Al+Ti含量的函数的座标图；
图2是显示在1400℉下的拉伸延伸率作为Cr/Al比例的函数的座标图；
图3是显示在1800℉下的静态条件测试中受影响金属的平均量作为Cr/Al比例的函数的座标图；
图4是显示硅含量对1400℉拉伸延伸率的影响的座标图。
优选实施方案的描述
将5种五十磅的熔炼料(heat)VIM熔化、ESR重熔、锻造并在2150℉下热轧至0.188″的板材、冷轧至0.063厚的片材、并在2000℉下进行退火。
5种合金具有表I中所示的化学组成：
表I.组成，重量％
 
熔炼料A 熔炼料B 熔炼料C 熔炼料D 熔炼料E
Ni 52.39 61.44 55.84 60.07 50.00
Fe 24.63 14.00 20.04 15.19 25.05
A1 3.0 3.28 3.49 4.06 3.86
Cr 19.50 19.67 19.72 19.86 19.51
C 0.047 0.049 0.046 0.05 0.051
B 0.004 0.004 0.003 0.005 0.004
Zr 0.02 0.05 0.05 0.02 0.02
Mn 0.23 0.23 0.23 0.23 0.24
Si 0.009 0.003 0.015 0.010 0.028
Y 0.001 0.008 0.005 0.007 0.006
在1800℉下使用静态氧化测试对这些合金样品和214合金的商业熔炼料进行评价，并且使用受控加热速率拉伸(CHRT)测试来测量机械性能。指定受控加热速率测试作为查明合金对应变时效开裂的敏感性的手段。在中等范围延展性最小值下产生极低百分比延伸率的合金被认为更倾向于发生应变时效开裂。
表II和III中给出了测试结果。测试合金A至E的结果导致的结论是，合金E最佳地例示了具有接近我们所需性能的合金。例如，其拥有：1)1800℉抗氧化性等于214合金，以及2)1400℉CHRT延展性是214合金的6倍。唯一主要不足是1400℉屈服强度(如CHRT测试中所测得)。其显著低于214合金(44.2ksi相对于71.9ksi)。
表II：在流动空气中的1800℉氧化测试结果(1008小时)，
 
熔炼料A 熔炼料B 熔炼料C 熔炼料D 熔炼料E 214合金对照样品
金属损失密耳/侧 0.06 0.07 0.05 0.05 0.04 0.04
平均内部穿透，密耳 0.16 0.45 0.33 0.35 0.15 0.19
平均受影响金属，密耳 0.22 0.52 0.38 0.40 0.19 0.23
表III：1400℉受控加热速率测试(CHRT)拉伸测试结果
 
熔炼料A 熔炼料B 熔炼料C 熔炼料D 熔炼料E 214合金
0.2％YS，ksi 32.2 48.5 47.2 53.2 44.2 71.9
UTS，ksi 32.9 55.5 51.3 61.4 48.9 87.1
延伸率，％ 104 35 40 23.5 49.3 7.2
将另外3种实验性熔炼料熔化并加工成片材，以便通过添加少量Vb族元素来细化晶粒尺寸从而开发改善1400℉屈服强度的方法。将这些实验性熔炼料加工成0.125″厚的片材，将该片材在2050℉下退火以便获得比实施例1的熔炼料更细的晶粒尺寸。在表IV中显示了这三种合金的标称组成。
表IV：实验性熔炼料的组成，重量％。
 
元素 熔炼料F 熔炼料G 熔炼料H
Ni 45.86 45.68 45.6
Fe 29.61 30.32 29.87
A1 3.66 3.69 3.91
Cr 19.73 19.53 19.81
C 0.056 0.059 0.054
B 0.004 0.004 0.004
Zr 0.02 0.02 0.02
Mn 0.20 0.20 0.19
Si 0.27 0.27 0.27
Y <0.005 <0.005 <0.005
Ti - 0.26 -
V - - 0.20
合金F没有添加晶粒细化剂，合金G具有0.3％的钛目标值，而合金H添加有钒(0.3％目标值)。向这些合金有意地添加硅。以类似于合金A-E的方式对所述合金进行测试，不同之处是进行标准1400℉拉伸测试来代替消耗更多时间的CHRT测试。在表V和VI中显示了结果。
表V.在流动空气中1800℉氧化测试的结果(1008小时)
 
熔炼料F 熔炼料G 熔炼料H 214合金
金属损失密耳/侧 0.10 0.05 0.08 0.04
平均内部穿透，密耳 0.66 0.38 0.58 0.39
平均受影响金属，密耳 0.75 0.43 0.63 0.43
表VI.1400℉拉伸测试的结果
 
熔炼料F 熔炼料G 熔炼料H 214合金
0.2％YS，ksi 45.9 57.8 50.1 80
U.T.S.，ksi 57.4 70.9 59.8 102
延伸率，％ 60.3 30.8 49.0 17
所述合金的结果显示出比合金E更大的1800℉氧化侵蚀，并且合金G的1400℉屈服强度比合金E更大。这些合金组合物均不具有全部的所需性能。
将具有介于合金E和合金G之间的基本化学组成的另一系列实验性组合物熔化并以类似于先前实施例的方式加工成片材。这些基本组合物的目标是由Ni-27.5Fe-19.5Cr-3.8Al构成的合金。并不进行美国专利No.4,671,931中公开的典型向合金中有目的地加入钇以提高抗氧化性。然而该组中所有的实验性熔炼料的确具有固定的混合稀土添加量以引入痕量稀土元素(主要是铈和镧)。向合金G添加少量钛并且显示有希望作为提高1400℉屈服强度的方式。对于实施例3中所述4种合金中的3种，钛由约0.25％增加至0.45％。硅水平也发生改变。两种熔炼料不具有有意添加的硅，而其它熔炼料具有有意的约0.3％的硅含量。在表VII中给出了实验性熔炼料的组成。在表VIII、IX和X中给出了评价结果。
表VII.实验性熔炼料的组成，重量％
 
元素 熔炼料I 熔炼料G 熔炼料K 熔炼料L
Ni 49.02 49.11 48.34 49.05
Fe 27.73 27.38 27.52 27.28
Al 3.80 3.99 3.87 4.00
Cr 19.22 19.31 19.42 19.00
C 0.05 0.048 0.051 0.051
B <0.002 <0.002 <0.002 0.004
Zr <0.01 <0.01 <0.01 0.02
Mn 0.20 0.21 0.18 0.20
Si 0.31 0.02 0.29 0.02
Ti 0.03 0.46 0.43 0.41
Y <0.005 <0.005 <0.005 <0.005
Ce 0.006 <0.005 <0.005 <0.005
La <0.005 <0.005 <0.005 <0.005
表VIII.在流动空气中1800℉氧化测试的结果(1008小时)
 
熔炼料I 熔炼料J 熔炼料K 熔炼料L 214合金对照样
平均内部穿透，密耳 0.29 0.06 0.11 0.51 0.39
平均受影响金属，密耳 0.29 0.09 0.14 0.54 0.43
表IX.1400℉拉伸测试结果
 
熔炼料I 熔炼料J 熔炼料K 熔炼料L 214合金
0.2％YS，ksi 43.8 59.0 59.9 61.8 80
U.T.S，ksi 56.4 69.2 71.0 72.0 102
延伸率，％ 38.8 8.4 16.4 15.9 17
1400℉拉伸数据揭示了若干显著效果。延展性由合金I(3.8％Al并且没有钛)的38％降至其它3种合金(J、K和L)的8-16％的水平，这3种合金含有约3.9-4.0％Al与0.45％钛。这表示本发明的Ni-Fe-Cr-Al合金对铝与钛的总含量(γ′形成元素)敏感。在1400℉范围内的低延展性值表明了γ′析出物的形成。
1800℉氧化测试结果是令人鼓舞的。平均受影响金属的结果表明抗氧化性总体上比合金G好。例如合金J具有非常少的内部氧化并且在所有被测实验性合金中具有最佳的1800℉氧化性能(0.09密耳)。
还在动态氧化测试装置中测试了实验性熔炼料的样品。这是这样一种测试：将样品置于旋转传送带(carousel)上，所述旋转传送带暴露于具有约0.3马赫速度的燃烧气体。每30分钟，将传送带从燃烧区域旋转出并用吹风机冷却至低于约300℉的温度。然后将传送带升回到燃烧区域中保持另外30分钟。该测试持续1000小时或2000次循环。在该测试结束时，使用金相技术评价样品的金属损失和内部氧化侵蚀。在表X中给出结果。出人意料地，在动态测试条件下，合金J表现差并且实际上在889小时结束后不得不从测试中取出。所述测试样品如同合金L的样品显示出保护性氧化物氧化皮发生劣化的痕迹。回顾合金I至L的实验设计，硅的添加(0.3％)是变量之一。将合金J和L熔化而无任何有意的硅添加，而合金I和K具有有意的硅添加。因而似乎看来，硅添加对动态抗氧化性具有明显的有益作用。在静态氧化中，所有结果均小于0.6密耳，并且该测试比动态测试具有更小的辨别力。此外，合金I和K的结果比同一测试轮次中的214合金对照样品具有更小的平均受影响金属的值。仅合金K具有我们所追求的所有性能。
表X.以1800℉/1000小时进行的动态氧化测试的结果
 
熔炼料I 熔炼料J 熔炼料K 熔炼料L 214合金对照样
金属损失密耳/侧 1.0 2.3 0.9 1.4 1.3
平均内部穿透，密耳 0.7 5.2 0.0 2.0 1.1
平均受影响金属，密耳 1.7 7.5(1) 0.9 3.4 2.4
(1)复制样品中所观测到的宽泛变化(例如11.1和3.9密耳)，两样品在889小时后均开始劣化并且被取出。
将一系列6种实验性合金熔化并进行加工，以探究在恒定铁水平下提高铬水平并同时降低铝水平的影响。将第七种熔炼料熔化以探究铁和铬的高水平。将这些合金组合物冷轧成片材形式并且以2075℉/15分钟/水淬向其提供退火处理。在表XI中显示了目标组合物。在表XII和XIII中显示了评价结果。屈服强度倾向于随Al+Ti增加，这并不是出于预料的。似乎最佳合金将需要大于约3.8％的Al+Ti以便获得大于50Ksi的1400℉强度水平，但如合金P的性能所证明，低至3.4的总量是可接受的。合金O、P和S均具有所追求的性能。
表XI.实验性合金的组成，重量％
 
元素(wt％) 熔炼料M 熔炼料N 熔炼料O 熔炼料P 熔炼料Q 熔炼料R 熔炼料S
Ni 51.07 49.61 47.18 47.13 45.58 44.08 39.32
Cr 15.98 18.04 20.2 21.86 23.94 25.9 24.26
Fe 26.78 26.92 27.55 26.86 26.95 26.86 31.8
A1??? 4.73 4.27 3.87 3.12 2.45 2.06 3.53
Ti 0.36 0.34 0.35 0.34 0.32 0.32 0.32
Mn 0.26 0.25 0.26 <0.01 0.27 0.26 0.26
Si 0.32 0.28 0.32 0.33 0.33 0.31 0.27
C 0.054 0.06 0.06 0.06 0.06 0.05 0.05
Y <0.002 <0.002 <0.002 <0.002 <0.002 <0.002 <0.002
Ce <0.005 0.006 <0.005 <0.005 0.005 0.008 0.008
Al+Ti 5.09 4.61 4.22 3.46 2.77 2.38 3.85
Cr/Al 3.4 4.2 5.2 7.0 9.8 12.6 6.9
表XII.1400℉拉伸测试的结果
 
熔炼料M 熔炼料N 熔炼料O 熔炼料P 熔炼料Q 熔炼料R 熔炼料S
0.2％YS，ksi 66.1 63.0 58.2 52.3 47.0 43.4 54.9
UTS，ksi 78.9 73.4 69.8 62.7 56.5 52.7 64.6
延伸率，％ 0** 4.4 26.6 23.8 37.9 50.0 38.8
**两个样品均在计量标记发生断裂，经调节的计量长度值平均为3.7％。
在图1中绘出了6种实验性合金(提高铬而降低铝)在恒定的铁水平下的1400℉拉伸延展性数据相对于铝和钛总含量的曲线图。1400℉拉伸延伸率倾向于随Al+Ti的增加而降低，且在Al+Ti超过约4.2％时延展性快速下降。因此，为了提高的温度下性能的最佳平衡(即高强度和良好的延展性)，限定Al+Ti的临界上限为4.2％。由合金S得出的结论是，最佳合金将需要大于约3.8％的Al+Ti以便获得足够的1400℉屈服强度，但需要小于4.2％的Al+Ti以便维持足够的延展性。在图2中显示了表XI中的实验性合金的1400℉拉伸延展性相对于Cr/Al比例的曲线图，说明了提高Cr/Al比例的影响。当Cr/Al比例大于约4.5时，显示出良好的延展性。该比例似乎也适用于合金S，尽管其具有较高的铁水平。
在表XIII中显示了1800℉静态氧化测试结果并在图3中绘出其作为恒定铁水平下Cr/Al比例的函数的曲线图。对于合金N获得的值是无规律的，因此没有包括在该表中。从该图可以清楚Cr/Al比例的显著作用。当该比例为约4.5-8时获得最佳的抗氧化性。合金S的抗氧化性不如Cr/Al值在该范围内的熔炼料，这可能是因为其较高的铁含量。然而，其确实具有与表V中所示的214合金一样好的抗氧化性。
表XIII.800℉静态氧化测试的结果
 
熔炼料M 熔炼料O 熔炼料P 熔炼料Q 熔炼料R 熔炼料S
金属损失，密耳 0.04 0.03 0.06 0.05 0.08 0.03
平均内部穿透 0.15 0.14 0.11 0.26 0.49 0.36
平均受影响金属，密耳 0.26 0.17 0.17 0.31 0.57 0.39
制备另一种合金(熔炼料T)。其组成接近表VII中的熔炼料J，即接近本发明优选实施方案的合金，但Al+Ti含量较低，且Cr/Al比例稍微较高。向合金T添加少量硅，而不向合金J添加硅。在表XIV中显示了所得组成。将熔炼料T的冷轧片材样品进行2100℉/15分钟退火/RAC。在室温下和在1000-1800℉的提高的温度下以200度增量进行重复的拉伸测试。在表XV中给出其结果。发现从1000℉起，屈服强度在1400℉下增加至最大值(57Ksi)然后快速下降。在1200-1400℉观测到中间范围延展性的下降，在1400℉具有12％延伸率的最小延展性。该12％延伸率高于熔炼料J(8.4％)。合金T确实具有全部的所需性能。
表XIV.合金T的组成，重量％
 
元素 熔炼料T
Ni 48.78
Cr 18.94
Fe 27.3
Al 3.82
Ti 0.32
Al+Ti 4.14
Si 0.21
Mn 0.21
C 0.06
Y <0.002
Ce <0.005
La <0.005
表XV.合金T的拉伸测试结果
 
测试温度，(℉) 0.2％YS，ksi UTS，ksi 延伸率％
室温 42.6 100.9 51.1
1000 38.5 89.3 64.8
1200 52.0 76.0 18.2
1400 56.9 66.5 12.0
1600 13.9 20.1 115.8
1800 6.6 9.7 118.7
感兴趣的是查明接近合金K、O、P、S和T的优选实施方案的几种合金为何具有不同的1400℉延展性。例如，熔炼料N的延展性为何比合金J和T高很多？在关注于各熔炼料的实际化学分析后，发现在含有3.8％-4.2％的Al+Ti含量的合金中，添加硅对于1400℉延展性是有益的。参考表VII中的4种实验性熔炼料，应注意将合金K熔化作为与“无硅”合金J相对的含硅合金。合金K的硅含量为0.29％并且其1400℉延展性为16.4％，是无硅合金J的值的两倍。图4是具有几乎相同组成的4种合金的1400℉延伸率％的座标图，并且其显示了硅对改善热拉伸延展性的影响。清楚地表明，硅含量应高于约0.2％，以获得良好的1400℉延展性，以及由此获得良好的抗应变时效开裂性。这种观测结果是完全未预料到的。
据怀疑高的硅含量可能导致称作热裂的可焊性问题，其在凝固期间发生在焊接金属中。为对此加以检查，通过次生氧化皮可调拘束(varestraint)测试对实验性熔炼料J、K、N和T的样品(具有类似组成，不同之处在于硅含量)进行评价。将被测合金E样品包括在内以说明硼和锆的负面作用。结果汇总在表XVI中。
表XVI.次生氧化皮可调拘束可焊性结果：(在1.6％增大应变下的总裂纹长度)。以密耳记录的值是两次测试的平均值。
 
熔炼料J 熔炼料T 熔炼料K 熔炼料N 熔炼料E 参照2合金
％Si 0.02 0.21 0.29 0.32 0.028 NA
B，Zr，％ - - - - 0.004，0.02 NA
平均总裂纹长度，密耳 78 77 80 109 153 171
这些数据表明添加至多0.29％的硅不存在不利影响。当硅含量高于约0.3％时，热裂敏感性提高约40％。然而，观测到合金N的热裂敏感性仍比214合金小很多。合金E的结果表明，硼和锆的存在对热裂敏感性具有负面影响。典型地将这些元素添加到214合金中。如果将这些元素从合金E中省去，并且添加0.2-0.6的钛和0.2-0.4的硅，则可望所得合金将具有良好的抗热裂性和本发明所要求的所有属性。这种改进的合金E将含有25.05％铁，3.86％铝，19.51％铬，0.05％碳，小于0.025％的锆，0.2-0.4％硅，0.2-0.6％钛，每一种均小于0.005％的钇、铈和镧，以及余量的镍与杂质。
表XVII 具有所需性能的合金
 
改进熔炼料E 熔炼料K 熔炼料O 熔炼料P 熔炼料S 熔炼料T
Ni bal. 48.34 4718 47.13 39.32 48.78
Fe 25.05 27.28 27.55 26.86 31.8 27.3
A1 3.86 3.87 3.87 3.12 3.53 3.82
Cr 19.51 19.42 20.2 21.86 24.26 18.94
C 0.05 0.051 0.06 0.06 0.05 0.06
B <0.002 -- -- -- --
Zr <0.025 <0.01 -- -- -- --
Mn 0.18 0.26 <0.01 0.26 0.21
Si 0.2-0.4 0.29 0.32 0.33 0.27 0.21
Ti 0.2-0.6 0.43 0.35 0.34 0.32 0.32
Y <0.005 <0.005 <0.002 <0.002 <0.002 <0.005
Ce <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 0.008 <0.005
La <0.005 <0.005 -- -- -- <0.005
Al+Ti 4.06-4.26 3.83 4.22 3.46 3.85 4.14
Cr/Al 5.0 5.0 5.2 7.0 6.8 5.0
--未测量
表XVII含有具有所需性能的测试合金和各合金的组成以及改进的熔炼料E。由该表和所述数值可以得出结论，在含有25-32％铁、18-25％铬、3.0-4.5％铝、0.2-0.6％钛、0.2-0.4％硅和0.2-0.5％锰的合金中可获得所需性能。该合金还可以含有至多0.01％量的钇、铈和镧。碳的存在量可以为至多0.25％，但典型将以小于0.10％的水平存在。合金中的硼可以为至多0.004％，且锆的存在量可以为至多0.025％。存在的镁可以为至多0.01％。可存在至多0.15％的痕量铌。钨和钼中的每一种的存在量可为至多0.5％。合金中可存在至多2.0％的钴。合金的余量为镍与杂质。另外，铝与钛的总含量应为3.4％-4.2％，并且铬与铝之比应为约4.5-8。然而，在具有如下组成的合金中发现更加理想的性能：26.8-31.8％铁，18.9-24.3％铬，3.1-3.9％铝，0.3-0.4％钛，0.25-0.35％硅，至多0.35锰，每种至多0.005％的钇、铈和镧，至多0.06的碳，小于0.004的硼，小于0.01的锆和余量的镍与杂质。还优选铝与钛的总量为3.4％-4.2％以及铬与铝之比为5.0-7.0。
得出的结论是，实现所需性能的最佳合金组成含有27.5％铁、20％铬、3.75％铝、0.25％钛、0.05％碳、0.3％硅、0.25％锰、至多0.015％的痕量的铈和镧、以及余量的镍与杂质。
虽然描述了本发明合金的某些目前优选的实施方案，但应清楚地理解，本发明的合金不局限于此，而是可以在下面权利要求书的范围内以不同地方式实施。

Claims (8)

1.可焊的高温抗氧化合金，其以重量％计的基本组成如下：25％-32％铁、18-25％铬、3.0-4.5％铝、0.2-0.6％钛、0.2-0.4％硅、0.2-0.5％锰、至多2.0-％的钴、至多0.5％的钼、至多0.5％的钨、至多0.01％的镁、至多0.25％的碳、至多0.025％的锆、至多0.01％的钇、至多0.01％的铈、至多0.01％的镧、以及余量的镍与杂质，Al+Ti含量为3.4％-4.2％，以及铬和铝的存在量使得Cr/Al比例为4.5-8。
2.权利要求1的合金，其具有26.8-31.8重量％铁，18.9-24.3重量％铬，3.1-3.9重量％铝，0.3-0.4重量％钛，0.25-0.35重量％硅，至多0.4重量％的锰，每一种至多0.005重量％的钇、铈和镧，至多0.06重量％的碳，小于0.004重量％的硼，小于0.01重量％的锆，以及余量的镍与杂质。
3.权利要求1的合金，其中Al+Ti含量为3.8％-4.2％。
4.权利要求1的合金，其中Al+Ti含量为3.9％-4.1％。
5.权利要求1的合金，其具有5.0-7.0的Cr/Al比例。
6.权利要求1的合金，其具有5.2-7.0的Cr/Al比例。
7.权利要求1的合金，其中铌以不大于0.15％的量作为杂质存在。
8.可焊的高温抗氧化合金，其以重量％计包含：27.5％铁、20％铬、3.75％铝、0.25％钛、0.05％碳、0.3％硅、0.25％锰以及余量的镍与杂质。
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Application publication date: 20090617