CN1020345C - 机械合金化的镍、钴、铬、铁组合物 - Google Patents

机械合金化的镍、钴、铬、铁组合物 Download PDF

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Abstract

一种机械合金化的组合物或合金，含有30-40%的铬，5-25%的钴，0.5-10%的铁，0.2-0.6%的铝，0.3-1.2的钛，最多达0.15%的碳，大约0.2-1%的氧化钇，最多达大约0.3%的氮，钛的百分比至少为氮的百分比的1.4倍，少量的任意元素，余量主要为镍。该合金可用于对热强度以及抗氧化、硫化和热腐蚀介质性能要求很高的应用。本发明合金的具体用途是在处理熔融玻璃时用于与熔融玻璃相接触的器具，如玻璃纤维拉丝机头。

Description

本发明涉及一种用于高温的合金，更加具体地说，是一种在超过1，090℃温度时能抵抗氧化和硫化腐蚀的合金，特别是在有大气氧的环境，中与熔融的玻璃或硅酸盐渣相接触时。本发明还涉及用本发明合金制成的制造玻璃用的工具，特别是玻璃纤维拉丝机头。
一般说来，在1090℃温度以上具有有效强度的金属材料日渐需要。在通常的用途中，在这样的温度下使用的金属材料往往在接触熔融的渣类物质（例如熔融的硅酸盐渣和熔融的玻璃）时遭受到有害的氧化和硫化腐蚀的作用。为了实用起见，在这样的温度下使用的金属材料必须是可以热加工的，以便十分经济地提供可被应用的成形物件。
本发明的一个目的就是提供上述的金属材料。
本发明的又一个目的是提供用这种新颖合金制成的玻璃处理和加工设备。
本发明再一个目的是提供一种处理或盛装熔融渣类物料（如玻璃）的新颖方法或工艺，其中所用的工具至少在接触到玻璃的部份是用本发明的新颖金属材料或合金制成。
本发明研究了一种新颖的物质组合物即合金、这种合金用于与熔融玻璃相接触的应用、以及至少有一部分是由该合金制成的玻璃成型或加工工具，这种合金根据重量百分比（除非另外规定）含有大约30-40%的铬，大约5-25%的钴，大约为0.5-10%（特别是大约为1-10%铁，最好是大约为3-10%的铁），大约0.2-0.6%的铝，大约0.3-1.2%的钛，最多达大约0.10%或0.15%的碳，大约0.2-1%的氧化钇，它以含氧化钇的氧化 相形式存在，例如氧化钇或氧化钇-氧化铝复合物，最多达大约0.3%的氮，（其中至少约有40%的氮主要以TiN或一种复合钛-氮化合物的形式存在），其余基本上是镍，该合金是通过将粉末状的各组分或预合金化的各组分的粉末机械合金化而制成。在机械合金化之后，对这种合金粉末进行压实、烧结和加工，例如通过挤压和轧制基本上具有100%的理论密度。在此之后，为了获得最好的高温性能，这种热加工后的合金在大约1316℃的温度下经过半个小时或更长时间的热处理会使其晶粒粗化。
本发明合金的含碳量最好不超过0.05%或0.08%。在机械合金化的本发明组合物中，碳是以碳化物的形式存在的，具体是M23C6型的碳化物。这些碳化物的数量应当减至最少量，不过，实际上M23C6（例如Cr23C6）碳化物的最少数量相当于大约0.01%的碳是有利的。如前所述，氮主要以钛-氮化合物形式存在于本发明的合金中。存在于这合金中钛的重量百分比最好至少是氮重量百分比的大约3.5倍以保证TiN的形成。钛含量少许超过根据化学计算在TiN中相应的钛的数量对提高该合金的延展性是有利的。因此，在实际合金的配方中，钛的重量百分比大约四倍于氮的重量百分比是有利的。然而，如本文中实施例所表示的，实际上，有利的合金中Ti/C的重量比可以低至约1.5。除了Y2O3中的氧之外，本发明的合金中还不可避免地存在有氧。为了获得最好的延展性和热加工性，超量的氧和氧化钇（包括氧化钇-氧化铝相）不应超过如分析出来的相当于大约0.4%氧的总量。然而，也发现过在一种合金中分析出的氧的总量多达大约0.5%而仍具有很好的热加工性，其条件是在同时氮的含量低于大约0.2%。换一种说法，如果氧加氮的总的重量百分比低于大约0.7%，则一般仍能保持良好的热加工性。
根据镍基高温合金的经验，锆和铪在这类合金中是有用的，但是对于强化本发明的合金却并不特别有用。特别是大约0.4-0.6%的铪会引起一种氧化相的形成，它被鉴定为Y2（Hf，Zr）2O7，这种氧化相似乎改变了氧 化钇和氧化钇-氧化铝相的强化作用，另一方面降低高温拉伸的延伸率。在没有铪存在的情况下只有当合金中锆的含量超过0.05%时，这个相才能由锆形成。因此，为了获得强度和延展性最好的综合效果，本发明的合金中不含铪而只含有最多大约0.05%的锆。已注意到，在没有锆存在的情况下，所形成的M23C6相似乎正相当于紧接在压实和挤压成棒形轧材时所存在的碳的数量。在锆存在的情况下，即便其数量低至0.04%，在挤压出的棒材上所测出的碳化物相的数量大大地低于可以形成M23C6的数量。因此，在本发明的合金中避免锆的存在可能有利的，从而在长时期处于高温下，可以避免铬迁移至碳化相。尽量减少铬的迁移可有助于提高抗氧化的性能，特别是耐硫化腐蚀的性能。另一方面，从熔融玻璃腐蚀的观点出发，业已发现，锆和铪分别在0.01至0.4%和0.01至1.0%的范围内是有益的。本发明合金的高温强度和抗氧化/硫化的性能在合金暴露于熔融渣或玻璃时更为明显，这是通过弥散强化和由控制的形变热处理所形成的粗而拉长的组织相结合而获得的。为了发展这种有利的粗晶组织需要高温重结晶，如在1316℃加热1小时。在晶粒粗化处理之前，合金具有极好的可成型性，因此，使其十分适合于需要热成形，旋压、轧制等的用途。
表Ⅰ列出了本发明合金实施例的分析成分（重量%）。
表I中所列的合金实施例是采用在美国专利3，591，362、3，776，704、4，386，976、4，668，312以及许多技术出版物中公布的标准机械合金化和压实技术制成的。将压实的合金在大约1010℃和1121℃之间的温度以4.8到6.4的挤压比以及8.6厘米／秒（高）和3.0厘米／秒（低）的挤压杆速度进行挤压，制成2.5×5.1厘米长方形载面的挤压棒材。合金实施例的各种试样然后在1010℃到1121℃范围之内的各种不同温度进行纵向或横向（相对于挤压棒材的轴）的热轧，制成大约1.3厘米厚的板片。在轧制完成之后，将试样在大约1316℃（例如1280至1330℃）温度下热处理至少1／2小时，最好是一个小时或更长的时间以导致在合金中形成一种粗晶组织。具体地说，在轧制之后，将实施例1和2在1316℃热处理一至二小时，将实施例3至8在1316℃热处理一小时，以引起晶粒粗化。拉伸试样是以这样的方式从这种轧制和热处理 过的板片上切取的，即当轧制的方向是纵向的（相对于挤压）时候，拉伸试验的方向或者是纵向或者是横向（相对于轧制方向），而当轧制相对于挤压的方向果横向（横轧）时，拉伸试验方向是在轧制或者挤压的方向上。
对这些轧制和晶粒粗化状态的试样所做的拉伸试验的结果列于表Ⅱ和Ⅲ中，并附带说明了挤压和轧制的条件。
表Ⅱ中包括了实施例1、2、3和8的拉伸数据，这些数据代表了本发明最优选的合金在大约954℃下测得的拉伸性能。
表Ⅱ
挤压    轧制
实    挤压    断面
施    杆速    试验    屈服    抗张    延伸    收缩
例度＊    比率    温度    方向    温度    方向    强度    强度    率    率
号    （℃）    （℃）    （MPa）    （MPa）    （%）    （%）
1    H    4.8    1010    横向    1038    轧制    57.9    71.7    43.0    58
1    H    4.8    1010    横向    1038    挤压    53.8    73.1    54.0    67
2    H    6.4    1010    纵向    1038    纵向    57.2    73.1    41.0    59
2    H    6.4    1010    纵向    1038    纵向    55.2    93.1    70.0    68
2    H    6.4    1010    纵向    1121    纵向    55.2    76.5    72.0    76
2    H    6.4    1010    纵向    1121    纵向    40.7    59.3    61.0    73
2    H    6.4    1066    纵向    1121    纵向    49.0    72.4    81.0    70
2    H    6.4    1066    纵向    1121    纵向    48.3    60.7    68.0    73
2    H    6.4    1121    纵向    1038    纵向    80.3    77.2    79.0    69
2    H    6.4    1121    纵向    1038    纵向    45.5    71.0    79.0    68
3    H    4.8    1093    纵向    1038    纵向    65.5    78.6    49.0    61
3    H    4.8    1121    纵向    1038    纵向    84.8    91.0    54.0    60
表Ⅱ（续）
挤压    轧制
实    挤压    断面
施    杆速    试验    屈服    抗张    延伸    收缩
例度＊    比率    温度    方向    温度    方向    强度    强度    率    率
号    （℃）    （℃）    （MPa）    （MPa）    （%）    （%）
3    H    4.8    1121    纵向    1038    横向    84.8    88.9    41.0    46
3    H    4.8    1093    横向    1038    轧制    72.4    87.6    31.0    42
3    H    4.8    1121    横向    1038    轧制    67.6    76.5    45.0    41
3    H    4.8    1121    横向    1038    挤压    77.9    87.6    54.0    61
8    L    4.8    1066    横向    1010    挤压    67.4    77.2    48.0    49
8    L    4.8    1066    横向    1010    轧制    54.2    68.9    29.2    31
8    L    4.8    1066    横向    1066    挤压    50.1    66.9    32.0    46
8    L    4.8    1066    横向    1066    轧制    50.3    65.0    34.8    37
8    L    4.8    1066    横向    1121    挤压    56.8    71.0    48.8    46
8    L    4.8    1066    横向    1121    轧制    49.0    63.4    34.8    42
8    L    4.8    1066    纵向    1066    纵向    59.4    73.1    61.5    41
8    L    4.8    1066    纵向    1066    横向    55.4    69.7    32.0    32
8    H    4.8    1066    横向    1010    挤压    68.9    74.5    53.0    50
8    H    4.8    1066    横向    1010    轧制    51.6    66.5    36.2    31
8    H    4.8    1066    横向    1066    挤压    60.1    71.7    55.8    43
8    H    4.8    1066    横向    1066    轧制    48.8    64.6    33.4    29
8    H    4.8    1066    横向    1121    挤压    55.2    65.5    55.8    47
8    H    4.8    1066    横向    1121    轧制    45.6    62.2    32.0    33
8    H    4.8    1066    纵向    1066    纵向    53.1    64.8    47.4    53
8    H    4.8    1066    纵向    1066    横向    44.1    61.9    48.0    53
＊L＝低    H＝高
表Ⅱ中所列的954℃拉伸性能的合金是最优选的，这主要因为，如果获得最佳的挤压和轧制条件，它们能显示出至少为40%的高温拉伸延伸率，这表明晶粒粗化后具有良好的热加工性能。即使在最坏的情况下，在954℃下在最不利的试验方向上测试时，实施例1，2，3和8所显示的拉伸延伸率也至少大约为30%，表示了相当不错的热加工性能。实施例1，2，3和8与表Ⅰ中所示的本发明合金的所有的其他实施例一样，在高温下（特别是在有熔融玻璃的情况）下显示出良好的抗硫化腐蚀的性能以及非常好的抗氧化性能。表Ⅰ中所列的所有实施例在酸性渣介质中也具有显著的耐腐蚀性能，这种抗腐蚀的性能显示了能适合于要求高温强度和耐熔融玻璃或熔融渣腐蚀的各种用途。这类用途包括过热器管和屏蔽装置、除烟垢器零件、锅炉的挡溅板和隔板、发电站区域内的分离设备、热化学处理和废料（如废的纸浆液）的热解、以及玻璃处理和加工的工具、设备等等。
由实施例1，2，3和8所例示的合金成分范围含有（重量%）：大约32至39%铬，大约10至16%钴，大约0.9至9.5%铁，大约0.4至0.6%钛，最高大约0.07%锆，大约0.4至0.6%铝，大约0.4至0.6%氧化钇（如氧化钇或任何的氧化钇-氧化铝复合物），大约0.3至0.5%的氧总量，大约0.15至0.3%氮，大约0.5至0.7%氧加氮的总量，最多大约0.08%碳，余量基本上是镍。随着氧总量和氧加氮总量的增加，高温强度也有增加的趋势，但高温延展性，如在954℃所测定的拉伸延伸率却有明显的下降趋势。例如，实施例5、6、7在954℃时的平均拉伸延伸率分别为23.3%、25.9%和28.6%（根据表Ⅱ实施例8所使用的所有测试条件进行测试），而与此相比，实施例8的平均拉伸延伸率为42.7%。符合于实施例5，6和7的合金是有用的，而实施例1，2，3和8高的延展性则使其特别有利。将实施例5至7为一方和实施例8为另一方所作的比较表 明，这种高的延展性能是由于氧加氮的总量减少所至，这一点从实施例1至3的进一步高的高温延展性能（这些实施例中氧加氮总量低于大约0.6%）可以得到证实。
虽然没有任何理论上的说明，但一些人认为，本发明合金优良的抗氧化和硫化腐蚀性能是由于稳定的碳化物、氧化铝和稳定的氮化物有助于阻止铬沿晶界扩散。这一扩散的阻止有助于消除合金中的贫铬区，从而减少了被液体和气体腐蚀介质局部腐蚀的可能性。另外一些人认为，本发明合金和制品良好的抗玻璃腐蚀性能主要是由于合金中高的铬含量，它赋与合金在高温下有熔融玻璃暴露在空气中时形成和修复氧化膜（主要是Cr2O3）的能力。与某些用作玻璃纤维拉丝机头的铸造合金相比，本文公开的合金中的铬没有以碳化物的形式而受到约束，因此可以形成富氧化铬的氧化膜。按照这后一部分人的观点，铬的快速晶界扩散的减少主要的作用在于减少玻璃腐蚀促成的晶界开裂，而对将总腐蚀速率减少到最低限度不起作用。不管这些解释是否准确，表Ⅰ中所列的每个实施例在熔融玻璃中均显示出良好的全面抗腐蚀性能，甚至某些含有大约10%铁的实施例也依然如此。在本发明的合金中，据认为铁的存在会使合金更能容受没有结合成稳定含氮相的氮。铁可以起这种容受氮的作用最高达到约10%的含量，这种作用有助于提高热加工性能，而对抗腐蚀性能没有可察觉出的有害影响。
表Ⅲ增列了一些本发明合金在典型的954℃时的拉伸结果，但并不认为这些合金是最好的。
表Ⅲ
挤压    轧制
实    挤压    断面
施    杆速    试验    屈服    抗张    延伸    收缩
例    度＊    比率    温度    方向    温度    方向    强度    强度    率    率
号    （℃）    （℃）    （MPa）    （MPa）    （%）    （%）
4    L    4.8    1066    横向    1010    轧制    96.6    109.7    25.0    26
4    H    4.8    1066    横向    1066    挤压    106.2    122.1    22.1    52
4    H    4.8    1066    纵向    1066    纵向    106.9    121.4    31.4    54
5    L    4.8    1066    横向    1121    挤压    102.1    120.7    25.0    49
5    H    4.8    1066    横向    1010    轧制    93.1    106.9    22.1    20
5    L    4.8    1066    纵向    1066    横向    100.0    113.1    22.0    26
6    L    4.8    1066    横向    1066    挤压    93.8    109.0    26.4    49
6    L    4.8    1066    横向    1066    轧制    91.0    106.9    20.7    34
6    H    4.8    1066    纵向    1066    纵向    88.3    104.1    29.2    60
6    H    4.8    1066    纵向    1066    横向    71.7    88.3    26.0    26
7    L    4.8    1066    横向    1066    挤压    89.0    106.9    30.6    53
7    L    4.8    1066    横向    1066    轧制    86.9    104.1    25.8    37
7    L    4.8    1066    纵向    1066    纵向    82.8    101.4    23.0    52
7    L    4.8    1066    纵向    1066    横向    76.6    93.8    30.0    31
＊L＝低    H＝高
表Ⅱ与表Ⅲ的比较说明了，一般地说，表Ⅲ所列的结果表示其合金强度比表Ⅱ结果所示的合金强度稍高，而延展性稍低。对于申请人所设想的目的来说，由实施例1，2，3和8所例示的合金要比由实施例4至7例示的合金有明显的优越性，虽然这两组合金都在本发明最宽的设想范围内。
表Ⅳ中所列的合金也在本发明最宽的设想范围内，合金成分以重量百分比计算。
表Ⅳ
实施例号
成分    9    10    11
Cr    34.8    37.6    38.2
CO    14.8    14.7    14.7
Al    0.47    0.44    0.45
Ti    0.43    0.44    0.44
Fe    1.05    0.95    0.84
Zr    0.07    0.10    0.30
Hf    -    0.41    0.60
Y2O30.49 0.48 0.50
O（总量）    0.42    0.43    0.47
N    0.23    0.27    0.30
C    0.09    0.08    0.06
Ni    余量    余量    余量
这些实施例是采用机械合金化、按照与表Ⅰ中的实施例完全相同的方式制成的。在表Ⅴ中列出了实施例9至11的试样在954℃的拉伸试验结果。这些结果都是用在相同条件下挤压制成的试样测得的，即高的挤压杆速度，挤压比是4.8和大约1066℃温度。尔后挤压材在大约1038℃的温度下横轧成大约1.3厘米厚的坯件。
表Ⅴ
实施例    试验    屈服强度    抗拉强度    延伸率    断面收缩率
号    方向    （MPa）    （MPa）    （%）    （%）
9    轧制    79.3    92.4    25    44
9    轧制    77.9    85.5    23    50
9    挤压    74.5    94.5    28    57
9    挤压    79.3    86.9    26    53
10    轧制    80.7    100.0    20    39
10    轧制    88.9    101.4    27    57
10    挤压    82.7    104.1    23    15
10    挤压    86.2    102.7    23    57
11    轧制    103.4    122.0    14    40
11    轧制    106.9    124.1    15    40
11    挤压    97.9    121.3    15    53
11    挤压    108.2    126.9    16    52
表Ⅴ中的数据结合表Ⅳ中的成份显示出随着合金中锆加铪的含量增加，合金的强度也增加，但热延展性减小。以实施例3（表Ⅰ和Ⅱ）和实施例9（表Ⅳ和Ⅴ）相比较，显示出氧加氮总量的小量增加以及较高的碳含量的影响。所有这三种元素形成晶界相、氧化物，氮化物，碳化物和它们的复合物。从热延展性的观点看，在最不优良的合金中（即实施例9）碳的含量虽然在本发明设想的范围之内，但是比实施例3的碳含量高50%。还有在实施例9中，氧加氮的总量是0.65%，而在实施例3中，其总量是0.59%。因此，为了获得本发明最优选的合金所达到的高温强度与延展性的最佳组合，当碳含量较高时，氧加氮的总量应当是低的。当合金（如实施例3和9）中铁的含量低于有益的最低点3%时，这一点尤其重要。具体地说，为了本发明的低铁和高铁合金得到最好的效果，碳 应当维持在大约0.07%以下，而氧加氮的总量应当低于大约0.6%或甚至0.5%。关于实施例11，可以注意到，在合金受盐酸侵蚀后分析其剩余相发现合金中已没有游离的氧化钇或氧化钇-氧化铝相存在。根据此分析，合金中包含大约1.75%的通式Y2（HfZr）2O7的氧化相，大约0.10%的氧化铝，大约0.38%的M23C6的碳化物相和大约0.58%和TiN相。
表Ⅳ表明，本发明的合金中可以含有最高大约0.4%的锆和最高大约1%的铪。这些元素的存在进一步提高了抗玻璃蚀的性能。同样地，其他元素的存在，其总量最高可达到10%，各单独元素的含量为，最高大约1%的硅，最高大约2%的锰，最高大约0.05%的硼，最高大约1%的铌、钽、钼、钨或铼和最高大约1%的钇和镧化物的总和。一般说来，用机械合金化制成的合金是用杂质元素极少的纯材料制成的。然而，上述数量的指定元素被认为是可以容许存在于本发明的合金中而不致引起很大的有害影响，在某些情况下可能是有益的。
为了显示本发明合金在处理或盛装熔融酸性渣或渣类物（例如玻璃）的方法或工艺中用作工具和容器时的一些优点，制备了1200℃的熔融“C”玻璃浴。“C”玻璃的成分（重量%）是二氧化硅65%、氧化铝4%、氧化钠8.5%、氧化钙14%、氧化镁3%和氧化硼5%。将不属本发明范围的二种机械合金化的商品镍基合金（合金A和B）样品和实施例2合金样品制备成棒材试样，使试样的一半浸没在前述熔融玻璃浴内，历时5天。这项测试的结果如表Ⅵ所示。
表Ⅵ
合金    熔融液线腐蚀    总的全浸没腐蚀
直径减小/天（毫米）    直径减小/天（毫米）
A    0.04    0.035
B    0.03    0.03
实施例2    0.00    0.01
如前面所述，本发明的合金作为玻璃加工的工具或器械（如玻璃纤维拉丝机头）特别有用。一般地说，当制造玻璃或石纤维时，使熔融物质（如玻璃或渣）穿过一个合金的纤维拉丝机头的微孔壁。熔融物质在穿过壁上的开口或微孔后即凝固成纤维。关于玻璃纤维拉丝机头的机械形状及其相连的设备详见美国专利第4，761，169号，以及一种钴基合金成分（不包括在本发明范围内）在下文中以合金C表示。合金A、合金C和实施2的合金试样被安装在用标准的玻璃棉产品形成玻璃纤维的纤维拉丝机头内。这些试样的平均腐蚀速率由实际表面的退离率测算，不是由腐蚀穿透深度来计算，其结果列入表Ⅶ。
表Ⅶ
合金    腐蚀率
毫米/天
A    0.0586（2）
C    0.0326（11）
实施例2    0.0186（8）
括弧中的数字是测试的试样的数目。合金A，由于其性能较差，仅试验了50小时。合金C和实施例2都试验了200小时。
熟悉本行业的人会注意到，根据表Ⅶ的数据，实施例2的合金可以用作制造玻璃棉的玻璃纤维拉丝机头的微孔壁。这种结构可以被描述为一种杯形或碗形的容器，其适合于绕着它的垂直中心线旋转，这种杯或碗的壁是一种具有前面所述的本发明合金成份的合金微孔体。最好是，整个结构都用本发明的合金制成，当然，不一定非要这样做。贯通杯形或碗形结构的微孔壁的细孔的尺寸和形状与本行业内所常用的相同。表Ⅶ内的数据也会使玻璃行业内一般技术人员想到，与熔融玻璃相接触的其他结构，如搅拌器、浸没式的燃烧器部件等也可以有利地用本发明的合金制成。从腐蚀的观点看，具有更重要意义的是分别含有0.41%和 0.60%铪的实施例10和11试样所得到的耐腐蚀性能结果。这些合金显示出非常优异的强度，尽管在延展性方面稍受些损失，对于熔融玻璃的腐蚀作用具有异常的抗腐蚀性能，在表Ⅶ所概述的测试条件下展示出平均的日腐蚀速率为0.0058毫米/天。这个腐蚀速率大约为实施例2所展示的腐蚀速率的一半，表明用实施例10和11所制的物件对熔融玻璃有异常的效用。
根据法律的规定，这里说明和描述了本发明的具体实施例，本专业的普通技术人员都知道以权利要求书所覆盖的本发明形式可以作出各种变化，本发明的某些特征有时可以有效地利用而并不对其他的特征作相应的利用。

Claims (37)

1、一种机械合金化的组合物，它主要由以下成分组成，其重量%为：30-40%的铬，5-25%的钴，0.5-10%的铁，0.2-0.6%的铝，0.3-1.2%的钛，最多达0.15%的碳，0.2-1%的氧化钇(在含氧化钇的氧化相中)，最多达0.7%的氧(包括氧化钇中的氧)，最多达0.3%的氮，其条件是所述钛的重量至少为氮重量的1.5倍，最多达0.4%的锆，余量基本上是镍。
2、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，该组合物还包括以下的成分，其重量%为：最多达1%的铪，最多达1%的硅，最多达2%的锰，最多达0.05%的硼，最多达1%的铌，最多达1%的钽，最多达1%的钼，最多达1%的钨，最多达1%的铼，最多达1%的钇和镧化物的总量，其条件是铪、硅、锰、硼、铌、钽、钼、钨、铼、钇和镧化物的总量不超过10%。
3、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，它经压实后的组合物包括一种密度基本上等于100%理论密度的合金。
4、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，铁含量为1-10%（重量）。
5、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，碳的含量不超过0.10%，氧加氮的总量不超过0.6%。
6、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，锆含量不超过0.07%。
7、根据权利要求2所述的机械合金化组合物，其中，铪的含量是0.4%至0.6%。
8、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，含有至少3%的铁。
9、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，氮的含量不超过0.2%。
10、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，碳含量低于0.07%，氧加氮的总量不超过0.5%，铁的含量低于3%。
11、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，碳含量低于0.07%，氧加氮的总量不超过0.6%，铁是3%至10%。
12、根据权利要求2所述的机械合金化组合物，其中，锆含量低于0.07%，并且不含铪。
13、根据权利要求1所述的机械合金化组合物，其中，它主要由以下成分组成，其重量%为：32-38%的铬，10-16%的钴，0.4-0.6%的铝，0.4-0.6%的钛，1-10%的铁，最多达0.07%的锆，0.4-0.6%的氧化钇（存在于含氧化钇的氧化相中），0.3-0.5%的总氧量，0.15-0.3%的氮，0.5-0.7%的氧加氮的总量，最多达0.08%的碳，余量基本上是镍。
14、根据权利要求13所述的机械合金化组合物，其中，氮含量不超过0.2%。
15、用权利要求1或2所述机械合金化组合物在一种于大气氧存在下处理熔融玻璃或熔融渣料的装置中，作为与上述物料接触部分的材料的应用，其中，所述接触部分是粗晶化的材料。
16、根据权利要求15所述的应用，其中，在所述合金中碳的含量不超过0.10%，氧加氮的总量不超过0.6%。
17、根据权利要求15所述的应用，其中，在所述合金中不含铪，锆含量不超过0.07%。
18、根据权利要求15所述的应用，其中，所述合金含有0.4%至0.6%的铪。
19、根据权利要求15所述的应用，其中，所述合金含有至少1%的铁。
20、根据权利要求15所述的应用，其中，所述合金含有至少3%的铁。
21、根据权利要求15所述的应用，其中，在所述合金中氮不超过0.2%。
22、根据权利要求15所述的应用，其中，在所述合金中碳低于0.07%，氧加氮的总量不超过大约0.5%，铁的含量低于3%。
23、根据权利要求15所述的应用，其中，在所述合金中碳低于0.07%，氧加氮的总量不超过0.6%，铁为3%至10%。
24、根据权利要求23所述的应用，其中，在所述合金中锆低于0.07%，铪不存在。
25、根据权利要求15所述的应用，其中，所述合金基本的重量%成分如下：32-38%的铬，10-16%的钴，0.4-0.6%的铝，0.4-0.6%的钛，1-10%的铁，最多达0.07%的锆，0.4-0.6%的氧化钇（存在于含氧化钇的氧化相中），0.3-0.5%的总氧量，0.15-0.3%的氮，0.5-0.7%的氧加氮的总量，最多达0.08%的碳，余量基本上镍。
26、根据权利要求24所述的应用，其中，在所述的合金中氮不超过大约0.2%。
27、用权利要求1或2所述的机械合金化组合物在一种具有微孔壁的玻璃纤维拉丝机头中的应用，其中，所述拉丝机头中至少其微孔壁基本上是100%理论密度的机械合金化的粗晶粒合金。
28、根据权利要求27所述的应用，其中，在所述的合金中碳含量不超过0.10%，氧加氮的总量不超过0.6%。
29、根据权利要求27所述的应用，其中，所述的合金中不存在铪，锆不超过0.07%。
30、根据权利要求27所述的应用，其中，所述合金含有0.4%至0.6%的铪。
31、根据权利要求27所述的应用，其中，所述合金含有至少1%的铁。
32、根据权利要求27所述的应用，其中，所述合金含有至少3%的铁。
33、根据权利要求27所述的应用，其中，在所述合金中氮不超过0.2%。
34、根据权利要求27所述的应用，其中，在所述合金中碳低于0.07%，氧加氮的总量不超过0.5%，铁的含量低于3%。
35、根据权利要求27所述的应用，其中，所述合金中碳低于0.07%，氧加氮的总量不超过0.6%，铁为3%至10%。
36、根据权利要求27所述的应用，其中，所述合金主要成分的重量%为：32-38%的铬，10-16%的钴，0.4-0.6%的铝，0.4-0.6%的钛，1-10%的铁，最多达0.07的锆，0.4-0.6%的氧化钇，它存在于含氧化钇的氧化相中，0.3-0.5%的总氧量，0.15-0.3%的氮，0.5-0.7%的氧加氮的总量，最多达0.08%碳，余量基本上是镍。
37、根据权利要求36所述的应用，其中，在所述合金中氮不超过0.2%。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100451151C (zh) * 2007-04-20 2009-01-14 上海工程技术大学 稀土添加堆焊合金及在铝基复合材料制备中的堆焊工艺

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2533629B2 (ja) * 1989-01-09 1996-09-11 大同特殊鋼株式会社 耐ガラス侵食性に優れた非通電で使用されるガラス接触部材用Ｎｉ基合金
US5085679A (en) * 1990-11-23 1992-02-04 Owens-Corning Fiberglas Corporation Glass spinner manufacture
US5118332A (en) * 1991-06-04 1992-06-02 Owens-Corning Fiberglas Corporation Composite brazed spinner
US5422072A (en) * 1992-12-24 1995-06-06 Mitsubishi Materials Corp. Enhanced Co-based alloy
US5328499A (en) * 1993-04-28 1994-07-12 Inco Alloys International, Inc. Mechanically alloyed nickel-base composition having improved hot formability characteristics
DE4411228C2 (de) * 1994-03-31 1996-02-01 Krupp Vdm Gmbh Hochwarmfeste Nickelbasislegierung und Verwendung derselben
US5584947A (en) * 1994-08-18 1996-12-17 General Electric Company Method for forming a nickel-base superalloy having improved resistance to abnormal grain growth
US5743157A (en) * 1996-07-31 1998-04-28 Owens-Corning Fiberglas Technology, Inc. Method for making a strengthened spinner having integrally formed ribs
US5846284A (en) * 1996-07-31 1998-12-08 Owens Corning Fiberglas Technology, Inc. Spinner with eyelets having multiple orifices
US5914439A (en) * 1997-05-08 1999-06-22 Owens Corning Fiberglas Technology, Inc. Diffusion barrier for bores of glass fiber spinners providing high corrosion and oxidative resistance at high temperatures
FR2771755B1 (fr) * 1997-11-28 1999-12-31 Saint Gobain Rech Alliage resistant a la corrosion, procede d'elaboration et article realise a partir de l'alliage
US6258180B1 (en) 1999-05-28 2001-07-10 Waupaca Foundry, Inc. Wear resistant ductile iron
RU2200205C2 (ru) * 2001-03-05 2003-03-10 Гюнтер Виктор Эдуардович Пористый проницаемый сплав на основе никелида титана
JP4587257B2 (ja) * 2001-10-24 2010-11-24 Ｈｏｙａ株式会社 ガラス、ガラス基板ブランクスおよびガラス基板それぞれの製造方法
GB2394959A (en) * 2002-11-04 2004-05-12 Doncasters Ltd Hafnium particle dispersion hardened nickel-chromium-iron alloys
EP1935996A1 (en) * 2002-11-04 2008-06-25 Paralloy Limited High temperature resistant alloys
US10041153B2 (en) * 2008-04-10 2018-08-07 Huntington Alloys Corporation Ultra supercritical boiler header alloy and method of preparation
CN101724762B (zh) * 2008-10-22 2011-11-30 沈阳工业大学 铸造用组织均匀镍-钨-三氧化二钇中间合金制备方法
CN101580393B (zh) * 2009-05-21 2012-05-30 中国科学院上海硅酸盐研究所 一种铪酸钇透明陶瓷的制备方法
CN101717881B (zh) * 2009-09-22 2011-04-13 苏州大学 一种用于核电阀门密封面强化涂层的无钴镍基合金
CN101838758B (zh) * 2010-05-24 2011-08-10 苏州大学 一种无钴镍基合金
CN105170884B (zh) * 2014-05-22 2018-08-17 安徽工程大学 一种耐磨铸球生产模具的表面强化层的制作方法及具有其的模具
WO2018021409A1 (ja) 2016-07-27 2018-02-01 国立研究開発法人物質・材料研究機構 ニッケル－クロム－鉄基鋳造合金

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL126516C (zh) * 1963-10-30
US3776704A (en) * 1968-03-01 1973-12-04 Int Nickel Co Dispersion-strengthened superalloys
US3591362A (en) * 1968-03-01 1971-07-06 Int Nickel Co Composite metal powder
BE794801A (fr) * 1972-01-31 1973-07-31 Int Nickel Ltd Procede de recuit en zones d'alliages
US3806338A (en) * 1973-01-31 1974-04-23 Owens Corning Fiberglass Corp Nickel-chromium alloy
JPS5163306A (ja) * 1974-11-30 1976-06-01 Mitsubishi Metal Corp Itsutoriabunsankyokagatanitsukerukitainetsutaishokushoketsugokin
US3984240A (en) * 1975-07-28 1976-10-05 Owens-Corning Fiberglas Corporation High strength corrosion resistant cobalt-base superalloy
US4066448A (en) * 1976-04-07 1978-01-03 The International Nickel Company, Inc. Nickel-chromium-cobalt containing alloys
US4274852A (en) * 1979-08-17 1981-06-23 Owens-Corning Fiberglas Corporation Manufacturing glass with a bushing having a directionally aligned dispersion strengthened tip plate
US4386976A (en) * 1980-06-26 1983-06-07 Inco Research & Development Center, Inc. Dispersion-strengthened nickel-base alloy
US4367083A (en) * 1981-11-06 1983-01-04 Owens-Corning Fiberglas Corporation Nickel-base spinner alloy
JPS5947021B2 (ja) * 1981-12-08 1984-11-16 新報国製鉄株式会社 高温耐蝕耐摩耗合金
US4402746A (en) * 1982-03-31 1983-09-06 Exxon Research And Engineering Co. Alumina-yttria mixed oxides in dispersion strengthened high temperature alloys
JPS5976839A (ja) * 1982-10-22 1984-05-02 Hitachi Ltd 耐熱性複合部材の製法
US4402767A (en) * 1982-12-27 1983-09-06 Owens-Corning Fiberglas Corporation Fabrication of alloys
US4631082A (en) * 1985-02-20 1986-12-23 Pfizer Hospital Products Group Inc. Cobalt-chromium superalloy
US4668312A (en) * 1985-03-13 1987-05-26 Inco Alloys International, Inc. Turbine blade superalloy I
CA1255123A (en) * 1985-03-13 1989-06-06 Raymond C. Benn Turbine blade superalloy ii
US4708848A (en) * 1986-02-18 1987-11-24 Glass Incorporated International Nickel/chrome base superalloys
US4882125A (en) * 1988-04-22 1989-11-21 Inco Alloys International, Inc. Sulfidation/oxidation resistant alloys

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100451151C (zh) * 2007-04-20 2009-01-14 上海工程技术大学 稀土添加堆焊合金及在铝基复合材料制备中的堆焊工艺

Also Published As

Publication number Publication date
NZ232407A (en) 1991-05-28
DE69010351T2 (de) 1995-02-16
US4877435A (en) 1989-10-31
EP0384608A1 (en) 1990-08-29
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BR9000509A (pt) 1991-01-15
ES2058782T3 (es) 1994-11-01
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DE69010351D1 (de) 1994-08-11
EP0384608B1 (en) 1994-07-06
AU4921890A (en) 1990-08-16
ATE108218T1 (de) 1994-07-15
MX165503B (es) 1992-11-16
JPH02290938A (ja) 1990-11-30
AU609699B2 (en) 1991-05-02
JP2672386B2 (ja) 1997-11-05

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