JP2818195B2 - 耐硫化腐食性、耐酸化性ニッケル基クロム合金 - Google Patents
耐硫化腐食性、耐酸化性ニッケル基クロム合金Info
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- JP2818195B2 JP2818195B2 JP1101481A JP10148189A JP2818195B2 JP 2818195 B2 JP2818195 B2 JP 2818195B2 JP 1101481 A JP1101481 A JP 1101481A JP 10148189 A JP10148189 A JP 10148189A JP 2818195 B2 JP2818195 B2 JP 2818195B2
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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の分野 本発明は、ニッケル−クロム合金に関し、より詳細に
は、良好な応力−破壊および引張強さおよび他の所望の
性質と一緒に高温での硫化腐食（sulfidation）および
酸化攻撃に対する高度の抵抗を与えるニッケル−クロム
合金に関する。
は、良好な応力−破壊および引張強さおよび他の所望の
性質と一緒に高温での硫化腐食（sulfidation）および
酸化攻撃に対する高度の抵抗を与えるニッケル−クロム
合金に関する。
発明の背景 ニッケル−クロム合金は、多数の各種の腐食環境に対
して各種の抵抗度を与える能力に関して既知である。こ
の理由で、このような合金は、航空宇宙産業でのスーパ
ーアロイからマリン環境までの多様な応用で広く使用さ
れてきた。実用性の１つの特定の分野は、核廃棄物用ガ
ラス化炉においてであった。常用されてきた合金は、溶
融ガラスに沈没された電極材料として且つ鋳込スポイト
用に使用されている公称60Ni−30Cr−10Fe組成である。
また、それは、炉の屋根に装着されたヒーター用および
流出物封じ込め機器用に使用されてきた。
して各種の抵抗度を与える能力に関して既知である。こ
の理由で、このような合金は、航空宇宙産業でのスーパ
ーアロイからマリン環境までの多様な応用で広く使用さ
れてきた。実用性の１つの特定の分野は、核廃棄物用ガ
ラス化炉においてであった。常用されてきた合金は、溶
融ガラスに沈没された電極材料として且つ鋳込スポイト
用に使用されている公称60Ni−30Cr−10Fe組成である。
また、それは、炉の屋根に装着されたヒーター用および
流出物封じ込め機器用に使用されてきた。
強度およびこのような環境中でと耐食性のため、60Ni
−30Cr−10Fe合金は、約２年、時々２年未満、時々２年
よりも長い時間間満足なサービスを与える。それは、通
常、硫化腐食および／または酸化攻撃、場合によって両
方によって破損する。このように、このような所期の目
的用合金が長期の耐用期間、例えば、３〜５年またはそ
れ以上を与えることができるならば、望ましいであろ
う。このことは、非常に改良された耐硫化腐食性／耐酸
化性の材料を必要とするだけではなく、このような操作
温度での高い応力破壊強さ特性および良好な引張強さ、
靭性および延性（後者は成形操作に関して重要）も有す
る材料も必要とするであろう。強度および他の性質を犠
牲にして所望の腐食特性を達成することは、所望の万能
の方策ではないであろう。
−30Cr−10Fe合金は、約２年、時々２年未満、時々２年
よりも長い時間間満足なサービスを与える。それは、通
常、硫化腐食および／または酸化攻撃、場合によって両
方によって破損する。このように、このような所期の目
的用合金が長期の耐用期間、例えば、３〜５年またはそ
れ以上を与えることができるならば、望ましいであろ
う。このことは、非常に改良された耐硫化腐食性／耐酸
化性の材料を必要とするだけではなく、このような操作
温度での高い応力破壊強さ特性および良好な引張強さ、
靭性および延性（後者は成形操作に関して重要）も有す
る材料も必要とするであろう。強度および他の性質を犠
牲にして所望の腐食特性を達成することは、所望の万能
の方策ではないであろう。
発明の概要 本発明者等は、ここで更に記載するような制御され且
つ相関された％のニッケル、クロム、アルミニウム、
鉄、炭素、コロンビウムなどを含有する合金が高温、例
えば、1800〜2000゜F（982〜1093℃）での（ｉ）耐硫化
腐食性と（ii）耐酸化性と（iii）このような高温での
良好な応力−破壊およびクリープ強さと（iv）満足な引
張強さと（ｖ）靭性と（vi）延性などとの優秀な組み合
わせを与えることを見出した。付加される特質として、
合金は、耐浸炭性でもある。ガラス化炉に関しては、本
発明の合金は、ガラス相上で腐食攻撃によって起こる破
壊に抵抗するのに高度に好適であると思われる。炉のこ
の帯域においては、合金材料は、酸化窒素、硝酸塩、二
酸化炭素、一酸化炭素、水銀および飛散溶融ガラスおよ
びガラス蒸気などの成分を含有する複雑な腐食性蒸気に
さらされ且つこの複雑な腐食性蒸気と接触する。
つ相関された％のニッケル、クロム、アルミニウム、
鉄、炭素、コロンビウムなどを含有する合金が高温、例
えば、1800〜2000゜F（982〜1093℃）での（ｉ）耐硫化
腐食性と（ii）耐酸化性と（iii）このような高温での
良好な応力−破壊およびクリープ強さと（iv）満足な引
張強さと（ｖ）靭性と（vi）延性などとの優秀な組み合
わせを与えることを見出した。付加される特質として、
合金は、耐浸炭性でもある。ガラス化炉に関しては、本
発明の合金は、ガラス相上で腐食攻撃によって起こる破
壊に抵抗するのに高度に好適であると思われる。炉のこ
の帯域においては、合金材料は、酸化窒素、硝酸塩、二
酸化炭素、一酸化炭素、水銀および飛散溶融ガラスおよ
びガラス蒸気などの成分を含有する複雑な腐食性蒸気に
さらされ且つこの複雑な腐食性蒸気と接触する。
このような攻撃的環境と戦うことに加えて、改良合金
は、前記帯域の操作温度での応力破壊破損に抵抗するこ
とができなければならない。このことは、本発明によれ
ば、2000psiの応力下で1800゜F（980℃）の温度で約200
時間以上の応力−破壊寿命によって特徴づけられる合金
を必要とする。
は、前記帯域の操作温度での応力破壊破損に抵抗するこ
とができなければならない。このことは、本発明によれ
ば、2000psiの応力下で1800゜F（980℃）の温度で約200
時間以上の応力−破壊寿命によって特徴づけられる合金
を必要とする。
発明の態様 一般に、本発明は、クロム約27〜35％、アルミニウム
約2.5〜５％、鉄約2.5〜5.5または６％、炭素0.0001〜
約0.1％、コロンビウム0.5〜2.5％、チタン１％まで、
ジルコニウム１％まで、セリウム約0.5％まで、イット
リウム約0.05％まで、ホウ素0.01％まで、ケイ素１％ま
で、マンガン１％までを含有し且つ残部が本質上ニッケ
ルであることを特徴とするニッケル基高クロム合金を意
図する。ここで使用する「残部」または「残部は本質
上」なる用語は、特に断らない限り、清浄化および脱酸
目的で使用する付随的元素を含めて合金の基本特性に悪
影響を及ぼさない他の元素の存在を除外しない。リンお
よび硫黄は、良好な溶融プラクティスと一致する最小量
に維持すべきである。窒素は、有益には約0.04または0.
05％まで存在する。
約2.5〜５％、鉄約2.5〜5.5または６％、炭素0.0001〜
約0.1％、コロンビウム0.5〜2.5％、チタン１％まで、
ジルコニウム１％まで、セリウム約0.5％まで、イット
リウム約0.05％まで、ホウ素0.01％まで、ケイ素１％ま
で、マンガン１％までを含有し且つ残部が本質上ニッケ
ルであることを特徴とするニッケル基高クロム合金を意
図する。ここで使用する「残部」または「残部は本質
上」なる用語は、特に断らない限り、清浄化および脱酸
目的で使用する付随的元素を含めて合金の基本特性に悪
影響を及ぼさない他の元素の存在を除外しない。リンお
よび硫黄は、良好な溶融プラクティスと一致する最小量
に維持すべきである。窒素は、有益には約0.04または0.
05％まで存在する。
本発明を実施する際には、クロム含量は、約32％を超
えないことが好ましい。その理由は、より多い量が酸化
性環境中でスポーリングまたはスケール形成を生じ且つ
応力−破壊延性を減じる傾向があるからである。クロム
は、例えば、最小25％まで拡張できるが、特により攻撃
的な腐食剤に関して耐食性の損失の危険がある。
えないことが好ましい。その理由は、より多い量が酸化
性環境中でスポーリングまたはスケール形成を生じ且つ
応力−破壊延性を減じる傾向があるからである。クロム
は、例えば、最小25％まで拡張できるが、特により攻撃
的な腐食剤に関して耐食性の損失の危険がある。
アルミニウムは、耐硫化腐食性を顕著に改良するとと
もに耐酸化性も改良する。アルミニウムは、少なくとも
約2.75または３％の量で存在することが最も好ましい。
多量は、時効状態での靭性を減じる。約3.5％または４
％の上限が、好ましい。クロムの場合と同様に、最小２
％までのアルミニウム％は、使用できるが、再度、耐食
性を犠牲にする。鉄は、5.5または６％をはるかに超え
て存在するならば、不要な問題を導入することがある。
鉄は、炭化物形態が悪影響され且つ耐食性が損なわれる
ように粒界で偏析すると理論化される。有利には、鉄
は、５％を超えるべきではない。それは、フェロクロム
の使用にかなう。このように、経済的利益がある。2.75
〜５％の範囲は、最も満足であると思われる。
もに耐酸化性も改良する。アルミニウムは、少なくとも
約2.75または３％の量で存在することが最も好ましい。
多量は、時効状態での靭性を減じる。約3.5％または４
％の上限が、好ましい。クロムの場合と同様に、最小２
％までのアルミニウム％は、使用できるが、再度、耐食
性を犠牲にする。鉄は、5.5または６％をはるかに超え
て存在するならば、不要な問題を導入することがある。
鉄は、炭化物形態が悪影響され且つ耐食性が損なわれる
ように粒界で偏析すると理論化される。有利には、鉄
は、５％を超えるべきではない。それは、フェロクロム
の使用にかなう。このように、経済的利益がある。2.75
〜５％の範囲は、最も満足であると思われる。
前記のように、合金は、コロンビウムを含有すること
が好ましく、この点で、少なくとも0.5％、有利には少
なくとも１％が存在すべきである。コロンビウムは、有
利には、1.5％を超えない。コロンビウムは、耐酸化性
に貢献する。しかしながら、特により多いクロムおよび
アルミニウム量との組み合わせで過剰に使用するなら
ば、形態学的問題が、後から起こることがあり且つ破壊
寿命および延性が影響されることがある。攻撃性がより
低い環境においては、コロンビウムは、省略してもよい
が、不良な結果が予想されることがある。チタンおよび
ジルコニムは、強化を与え且つジルコニウムは、スケー
ル接着を増大する。しかしながら、チタンは、耐酸化性
を減じ且つ約0.5％、好ましくは0.3％を超えないことが
好ましい。ジルコニウムは、0.5％、例えば、0.25％を
超えるには及ばない。炭素は、約0.04または0.05％を超
えないことが好ましい。ホウ素は、脱酸剤として有用で
あり且つ0.001〜0.01％が有利に利用できる。セリウム
およびイットリウム、特に前者は、耐酸化性を付与す
る。約0.005または0.008〜0.15または0.12％のセリウム
範囲は、全く満足であると思われる。イットリウムは、
0.01％を超えるには及ばない。
が好ましく、この点で、少なくとも0.5％、有利には少
なくとも１％が存在すべきである。コロンビウムは、有
利には、1.5％を超えない。コロンビウムは、耐酸化性
に貢献する。しかしながら、特により多いクロムおよび
アルミニウム量との組み合わせで過剰に使用するなら
ば、形態学的問題が、後から起こることがあり且つ破壊
寿命および延性が影響されることがある。攻撃性がより
低い環境においては、コロンビウムは、省略してもよい
が、不良な結果が予想されることがある。チタンおよび
ジルコニムは、強化を与え且つジルコニウムは、スケー
ル接着を増大する。しかしながら、チタンは、耐酸化性
を減じ且つ約0.5％、好ましくは0.3％を超えないことが
好ましい。ジルコニウムは、0.5％、例えば、0.25％を
超えるには及ばない。炭素は、約0.04または0.05％を超
えないことが好ましい。ホウ素は、脱酸剤として有用で
あり且つ0.001〜0.01％が有利に利用できる。セリウム
およびイットリウム、特に前者は、耐酸化性を付与す
る。約0.005または0.008〜0.15または0.12％のセリウム
範囲は、全く満足であると思われる。イットリウムは、
0.01％を超えるには及ばない。
マンガンは、耐酸化性を破壊し且つ約0.5％を超え
ず、好ましくは0.2％以下に保持することが好ましい。
0.05〜0.5％のケイ素範囲が、満足である。
ず、好ましくは0.2％以下に保持することが好ましい。
0.05〜0.5％のケイ素範囲が、満足である。
加工法に関しては、真空溶融が、推奨される。電解ス
ラグ再溶解も、使用できるが、このような加工法を使用
して窒素を保持することはより困難である。熱間加工
は、1800゜F（982℃）〜2100゜F（1150℃）の範囲にわ
たって実施できる。焼鈍処理は、断面サイズに応じて約
1900（1038℃）〜2200゜F（1204℃）、例えば、1950゜F
（1065℃）〜2150゜F（1177℃）の温度範囲内で２時間
まで実施すべきである。通常、１時間で十分である。合
金は、主として時効硬化状態で使用することは意図され
ない。しかしながら、例えば、1200〜1700または1800゜
F（約649〜927または982℃）の中温で最高の応力−破壊
強さ水準を必要とする応用の場合には、本発明の合金
は、1300゜F（704℃）〜1500゜F（815℃）で、例えば、
４時間まで時効できる。通常の２回時効処理も、利用し
てもよい。意図する高い硫化腐食／酸化温度、例えば、
2000゜F（1093℃）においては、時効硬化時に形成され
る析出相（Ni3Al）は、溶体に戻って行くであろうこと
に留意すべきである。このように、中温ではあるであろ
うが、時効による有益な結果はないであろう。
ラグ再溶解も、使用できるが、このような加工法を使用
して窒素を保持することはより困難である。熱間加工
は、1800゜F（982℃）〜2100゜F（1150℃）の範囲にわ
たって実施できる。焼鈍処理は、断面サイズに応じて約
1900（1038℃）〜2200゜F（1204℃）、例えば、1950゜F
（1065℃）〜2150゜F（1177℃）の温度範囲内で２時間
まで実施すべきである。通常、１時間で十分である。合
金は、主として時効硬化状態で使用することは意図され
ない。しかしながら、例えば、1200〜1700または1800゜
F（約649〜927または982℃）の中温で最高の応力−破壊
強さ水準を必要とする応用の場合には、本発明の合金
は、1300゜F（704℃）〜1500゜F（815℃）で、例えば、
４時間まで時効できる。通常の２回時効処理も、利用し
てもよい。意図する高い硫化腐食／酸化温度、例えば、
2000゜F（1093℃）においては、時効硬化時に形成され
る析出相（Ni3Al）は、溶体に戻って行くであろうこと
に留意すべきである。このように、中温ではあるであろ
うが、時効による有益な結果はないであろう。
当業者に本発明により良い認識を与える目的で、下記
例示データを与える。
例示データを与える。
真空溶融を使用して、一連のヒート（heats）15kgを
調製した。組成を下記の表Ｉに与える。本発明の範囲外
の合金Ａ〜゜Fを2150゜F（1175℃）で直径４インチ（10
2mm）×長さのインゴットから直径0.8インチ（20.4mm）
×長さの棒に熱間鋳造した。1900゜F（1040℃）で１時
間最終焼鈍した後に空冷する方法を利用した。直径0.3
インチ（7.65mm）×長さ0.75インチ（19.1mm）の酸化ピ
ンを機械加工し、アセトン中で洗浄した。電気的に加熱
されたムライト管炉を使用して、ピンを2010（1100℃）
で空気プラス５％水雰囲気中で240時間さらした。酸化
データを第１図にグラフ的に示す。合金Ａ〜゜Fは、少
量のセリウム、コロンビウムおよびアルミニウムが添加
された通常の60Ni−30Cr−10゜Fｅ合金を代表している
と思われる。公称的60Ni−30Cr−10゜Fｅ合金は、通
常、少ない％のチタン、ケイ素、マンガンおよび炭素を
含有する。標準60Ni−30Cr−10゜Fｅの場合の酸化結果
を表IIおよび第１図に示す。
調製した。組成を下記の表Ｉに与える。本発明の範囲外
の合金Ａ〜゜Fを2150゜F（1175℃）で直径４インチ（10
2mm）×長さのインゴットから直径0.8インチ（20.4mm）
×長さの棒に熱間鋳造した。1900゜F（1040℃）で１時
間最終焼鈍した後に空冷する方法を利用した。直径0.3
インチ（7.65mm）×長さ0.75インチ（19.1mm）の酸化ピ
ンを機械加工し、アセトン中で洗浄した。電気的に加熱
されたムライト管炉を使用して、ピンを2010（1100℃）
で空気プラス５％水雰囲気中で240時間さらした。酸化
データを第１図にグラフ的に示す。合金Ａ〜゜Fは、少
量のセリウム、コロンビウムおよびアルミニウムが添加
された通常の60Ni−30Cr−10゜Fｅ合金を代表している
と思われる。公称的60Ni−30Cr−10゜Fｅ合金は、通
常、少ない％のチタン、ケイ素、マンガンおよび炭素を
含有する。標準60Ni−30Cr−10゜Fｅの場合の酸化結果
を表IIおよび第１図に示す。
最初に熱間鋳造するよりもむしろ1120℃（約2050゜
F）で最終棒サイズに熱間圧延する以外は前記のように
表Ｉに記載の合金１〜16、Ｇ、ＨおよびＩを真空鋳造し
た。硫化腐食および酸化結果を表IIに報告する。耐浸炭
性の結果も包含する。試験条件を表IIに与える。応力破
壊特性を表IIIに与える。引張性を表IVに記載する。ま
た、第２図および第３図は、合金Ｉ、10および11の酸化
結果をグラフ的に示す。第４図および第５図は、合金
１、２および６（第４図）および合金４〜９（第５図）
の場合の硫化腐食結果をグラフ的に示す。酸化試験は循
環型であり、この試験においては試験片を電気的に加熱
された管炉に24時間装入した。次いで、試料を秤量し
た。サイクルを42日間繰り返した（特に断らない限
り）。空気プラス５％水蒸気は、試験で使用した媒体で
あった。硫化腐食試験は、試験媒体（H2＋45％CO2＋１
％H2S）を電気ヒーター管炉（蓋で付けた末端）に計量
供給することからなっていた。試験片は、大体直径0.3
インチ（約7.6mm）×高さ3/4インチ（19.1mm）であり且
つコージーライト・ボート（boat）に含まれていた。時
間を表IIに与える。
F）で最終棒サイズに熱間圧延する以外は前記のように
表Ｉに記載の合金１〜16、Ｇ、ＨおよびＩを真空鋳造し
た。硫化腐食および酸化結果を表IIに報告する。耐浸炭
性の結果も包含する。試験条件を表IIに与える。応力破
壊特性を表IIIに与える。引張性を表IVに記載する。ま
た、第２図および第３図は、合金Ｉ、10および11の酸化
結果をグラフ的に示す。第４図および第５図は、合金
１、２および６（第４図）および合金４〜９（第５図）
の場合の硫化腐食結果をグラフ的に示す。酸化試験は循
環型であり、この試験においては試験片を電気的に加熱
された管炉に24時間装入した。次いで、試料を秤量し
た。サイクルを42日間繰り返した（特に断らない限
り）。空気プラス５％水蒸気は、試験で使用した媒体で
あった。硫化腐食試験は、試験媒体（H2＋45％CO2＋１
％H2S）を電気ヒーター管炉（蓋で付けた末端）に計量
供給することからなっていた。試験片は、大体直径0.3
インチ（約7.6mm）×高さ3/4インチ（19.1mm）であり且
つコージーライト・ボート（boat）に含まれていた。時
間を表IIに与える。
表IIおよび第１図〜第５図のデータは、特に３％を超
えるアルミニウムおよび0.75％を超えるコロンビウムを
含有する組成物に関して本発明の範囲内の合金組成物の
耐硫化腐食特性および耐酸化特性の改良を示す。
えるアルミニウムおよび0.75％を超えるコロンビウムを
含有する組成物に関して本発明の範囲内の合金組成物の
耐硫化腐食特性および耐酸化特性の改良を示す。
第１図を参照すると、低アルミニウム合金（1/2％未
満）Ａ〜Ｆは、酸化特性が60Ni−30Cr−10Fe合金の寿命
を有意には拡張しないであろうことを反映する。という
のは、ガラス化応用が酸化のため破損機構を与えたから
である。しかしながら、セリウムおよびセリウムプラス
コロンビウムは、この特性を改良した。
満）Ａ〜Ｆは、酸化特性が60Ni−30Cr−10Fe合金の寿命
を有意には拡張しないであろうことを反映する。という
のは、ガラス化応用が酸化のため破損機構を与えたから
である。しかしながら、セリウムおよびセリウムプラス
コロンビウムは、この特性を改良した。
同様に、第２図および第３図は、合金Ivs合金10およ
び11の1100℃（2012゜F）および1200℃（2192゜F）での
循環酸化挙動を示す。低アルミニウム高鉄合金Ｉは、む
しろ不良であった。250日後に、合金10と合金11との両
方の耐酸化性は、例えば、50日後の合金Ｉよりもはるか
に優れていた。
び11の1100℃（2012゜F）および1200℃（2192゜F）での
循環酸化挙動を示す。低アルミニウム高鉄合金Ｉは、む
しろ不良であった。250日後に、合金10と合金11との両
方の耐酸化性は、例えば、50日後の合金Ｉよりもはるか
に優れていた。
第４図および第５図および表IIに関しては、本発明の
範囲内の組成物の耐硫化腐食性は、コントロール合金お
よび本発明の範囲を超える合金よりもかなり優れていた
ことがわかるであろう。合金３〜９は、特に有効であっ
た（低鉄、３％＋アルミニウム、および１％＋アルミニ
ウム）。すべての試験データに基づいて、合金５は、多
くの時に60Ni−30Cr−10Feコントロールよりも優れてい
るが、40日の試験期間を超えるより良い結果を与えるべ
きである（腐食試験を包含した大抵の実験研究における
ように且つ当業者が理解するように、必ずしもそうとは
限らないが、通常、しばしば説明できないように他のも
のとは異なるように挙動する少なくとも１つ（またはそ
れ以上）の合金試験片、この場合には合金10などの組成
物がある。それは再検討すべきである）。
範囲内の組成物の耐硫化腐食性は、コントロール合金お
よび本発明の範囲を超える合金よりもかなり優れていた
ことがわかるであろう。合金３〜９は、特に有効であっ
た（低鉄、３％＋アルミニウム、および１％＋アルミニ
ウム）。すべての試験データに基づいて、合金５は、多
くの時に60Ni−30Cr−10Feコントロールよりも優れてい
るが、40日の試験期間を超えるより良い結果を与えるべ
きである（腐食試験を包含した大抵の実験研究における
ように且つ当業者が理解するように、必ずしもそうとは
限らないが、通常、しばしば説明できないように他のも
のとは異なるように挙動する少なくとも１つ（またはそ
れ以上）の合金試験片、この場合には合金10などの組成
物がある。それは再検討すべきである）。
表IIIに示す応力−破壊結果に関しては、本発明の範
囲内のすべての組成物が1800゜F（980℃）の温度/2000p
si試験条件での200時間の所望の最小応力破壊寿命、焼
鈍状態並びに時効状態での200時間の所望の最小応力破
壊寿命を超えたことが観察されるであろう。60Ni−30Cr
−10Feコントロールは、焼鈍状態での200時間の水準を
達成し損なった。表III−Ａを参照し且つ合金８を比較
ベースとして使用すると（大体Cr30％、A13％、Fe5％未
満およびCb1％）、他の合金は、より高い焼鈍温度によ
って約100時間の組み合わせ応力−破壊寿命および延性6
0％に達していなかったことがわかる。例えば、合金５
の破壊寿命は、2150゜F（約1177℃）焼鈍で改良された
が、延性は、顕著に低下した。高クロム含量は、このこ
とに貢献したと思われる。合金９のより多いコロンビウ
ムは、同様の硬化を有していたと考えられる。前記のよ
うに、クロムおよびコロンビウムは、それぞれ32％およ
び1.5％を超えるべきではないことが有利である。
囲内のすべての組成物が1800゜F（980℃）の温度/2000p
si試験条件での200時間の所望の最小応力破壊寿命、焼
鈍状態並びに時効状態での200時間の所望の最小応力破
壊寿命を超えたことが観察されるであろう。60Ni−30Cr
−10Feコントロールは、焼鈍状態での200時間の水準を
達成し損なった。表III−Ａを参照し且つ合金８を比較
ベースとして使用すると（大体Cr30％、A13％、Fe5％未
満およびCb1％）、他の合金は、より高い焼鈍温度によ
って約100時間の組み合わせ応力−破壊寿命および延性6
0％に達していなかったことがわかる。例えば、合金５
の破壊寿命は、2150゜F（約1177℃）焼鈍で改良された
が、延性は、顕著に低下した。高クロム含量は、このこ
とに貢献したと思われる。合金９のより多いコロンビウ
ムは、同様の硬化を有していたと考えられる。前記のよ
うに、クロムおよびコロンビウムは、それぞれ32％およ
び1.5％を超えるべきではないことが有利である。
表IVに報告の引張性に関しては、本発明の範囲内のす
べての合金、即ち、合金１〜４および11〜13は、使用す
る加工法に無関係に、即ち、熱間圧延状態または焼鈍状
態または時効状態のいずれにおいても合金Ｈ、60Ni−30
Cr−10Feと同様の合金にひけを取らなかった。合金Ｉお
よびIIも標準シャルピーＶノッチ衝撃試験を使用して衝
撃エネルギーを吸収する能力（靭性）に関して試験した
ことは注目に値する。これらの合金を室温で所定の焼鈍
状態で試験したところ、合金ＩおよびIIの平均（２個の
試験片）は、それぞれ99フィート・ポンドおよび69.5フ
ィート・ポンドであった。時効状態においては、合金II
は、わずか4.5フィート・ポンドの靭性を示した。この
ことは、より高いアルミニウム含量に由来すると思われ
る。時効状態においては、合金Ｉは、79フィート・ポン
ドの衝撃エネルギー準位を有していた。
べての合金、即ち、合金１〜４および11〜13は、使用す
る加工法に無関係に、即ち、熱間圧延状態または焼鈍状
態または時効状態のいずれにおいても合金Ｈ、60Ni−30
Cr−10Feと同様の合金にひけを取らなかった。合金Ｉお
よびIIも標準シャルピーＶノッチ衝撃試験を使用して衝
撃エネルギーを吸収する能力（靭性）に関して試験した
ことは注目に値する。これらの合金を室温で所定の焼鈍
状態で試験したところ、合金ＩおよびIIの平均（２個の
試験片）は、それぞれ99フィート・ポンドおよび69.5フ
ィート・ポンドであった。時効状態においては、合金II
は、わずか4.5フィート・ポンドの靭性を示した。この
ことは、より高いアルミニウム含量に由来すると思われ
る。時効状態においては、合金Ｉは、79フィート・ポン
ドの衝撃エネルギー準位を有していた。
特定の態様を参照して本発明を説明したが、当業者が
容易に理解するであろうように、本発明の精神および範
囲から逸脱せずに修正および変更を施すことができるこ
とは理解されるべきである。このような修正および変更
は、本発明の権限および範囲内であるとみなされる。元
素の所定の％範囲は、他の成分の場合の所定の範囲と併
用できる。合金のニッケル含量を言及する際に使用する
「残部」または「残部は本質上」なる用語は、本発明の
合金の基本特性に悪影響を及ぼさない量の他の元素の存
在を除外しない。鍛錬形態に加えて、本発明の合金は、
鋳造状態で使用でき且つ粉末冶金加工法は利用できると
みなされる。
容易に理解するであろうように、本発明の精神および範
囲から逸脱せずに修正および変更を施すことができるこ
とは理解されるべきである。このような修正および変更
は、本発明の権限および範囲内であるとみなされる。元
素の所定の％範囲は、他の成分の場合の所定の範囲と併
用できる。合金のニッケル含量を言及する際に使用する
「残部」または「残部は本質上」なる用語は、本発明の
合金の基本特性に悪影響を及ぼさない量の他の元素の存
在を除外しない。鍛錬形態に加えて、本発明の合金は、
鋳造状態で使用でき且つ粉末冶金加工法は利用できると
みなされる。
第１図〜第３図は酸化データを示すグラフ、第４図およ
び第５図は硫化腐食結果を示すグラフである。
び第５図は硫化腐食結果を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭59−177344（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−31854（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−179728（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−115610（ＪＰ，Ａ) 特公 昭54−16925（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭56−31345（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 19/00 - 19/05
Claims (3)
- 【請求項１】1093℃（2000゜F）以上の高温での（ｉ）
優れた耐硫化腐食性および（ii）優れた耐酸化性、少な
くとも983℃（1800゜F）の高温および13.8MPa（2000ps
i）の応力下での（iii）200時間以上の応力一破壊寿
命、並びに室温と高温での（iv）良好な引張強さおよび
（ｖ）良好な延性、を有するニッケル基高クロム合金で
あって、 重量％で、クロム27〜35％、アルミニウム３％超〜５
％、鉄2.5〜５％未満、コロンビウム0.5〜2.5％、炭素
１％以下、チタン１％以下、セリウム0.05％以下、残部
ニッケルおよび不可避的不純物とからなることを特徴と
するニッケル基クロム合金。 - 【請求項２】さらに、重量％で、ジルコニウム１％以
下、イットリウム0.05％以下、ケイ素１％以下、および
マンガン１％以下、のうち１種または２種以上含み、残
部ニッケルおよび不可避的不純物とからなることを特徴
とする請求項１に記載のニッケル基クロム合金。 - 【請求項３】さらに、重量％で、窒素0.05％以下含み、
残部ニッケルおよび不可避的不純物とからなることを特
徴とする請求項１または２に記載のニッケル基クロム合
金。
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| US5997809A (en) * | 1998-12-08 | 1999-12-07 | Inco Alloys International, Inc. | Alloys for high temperature service in aggressive environments |
| GB2361933A (en) * | 2000-05-06 | 2001-11-07 | British Nuclear Fuels Plc | Melting crucible made from a nickel-based alloy |
| DE60333457D1 (de) | 2002-07-30 | 2010-09-02 | Ihi Corp | Elektrode für die behandlung von oberflächen mit elektrischen entladungen, verfahren zur behandlung von oberflächen mit elektrischen entladungen und vorrichtung zur behandlung von oberflächen mit elektrischen entladungen |
| WO2004111305A1 (ja) | 2003-06-11 | 2004-12-23 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | 放電表面処理方法 |
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| DE102014001329B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-04-28 | VDM Metals GmbH | Verwendung einer aushärtenden Nickel-Chrom-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
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| DE102018107248A1 (de) | 2018-03-27 | 2019-10-02 | Vdm Metals International Gmbh | Verwendung einer nickel-chrom-eisen-aluminium-legierung |
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| DE102020132219A1 (de) * | 2019-12-06 | 2021-06-10 | Vdm Metals International Gmbh | Verwendung einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit |
| CN113828311B (zh) * | 2021-10-14 | 2024-03-22 | 西安建筑科技大学 | 一种脱除co的高抗硫催化剂及其制备方法 |
| CN114540695A (zh) * | 2022-03-01 | 2022-05-27 | 深圳市飞象智能家电科技有限公司 | 一种超热导镍铬合金及其制备方法 |
| DE102022105659A1 (de) | 2022-03-10 | 2023-09-14 | Vdm Metals International Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines mit Schweißnähten versehenen Bauteils aus einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung |
| DE102022105658A1 (de) | 2022-03-10 | 2023-09-14 | Vdm Metals International Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus dem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung |
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| US3565611A (en) * | 1968-04-12 | 1971-02-23 | Int Nickel Co | Alloys resistant to corrosion in caustic alkalies |
| GB1230396A (ja) * | 1968-07-09 | 1971-04-28 | ||
| US3573901A (en) * | 1968-07-10 | 1971-04-06 | Int Nickel Co | Alloys resistant to stress-corrosion cracking in leaded high purity water |
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1988
- 1988-04-22 US US07/184,771 patent/US4882125A/en not_active Expired - Lifetime
-
1989
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- 1989-03-09 KR KR1019890002894A patent/KR970003639B1/ko not_active IP Right Cessation
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