JPS5841335B2 - タイサンカセイブンサンキヨウカゴウキン - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、ニッケル基質合金、特に分散強化された合金
に関する。

高められた温度での使用に対して良好な耐食性、顕著な
耐酸化性および高温応力破壊強さをかね備えた物質とな
る良好な耐食性を示す物質が、シート、小片、針金など
の種々の形態として求められており、そして比較的容易
に加工できるものは実質上商業的要求に合致する。

先行技術においては、金属および合金の両者中にディス
パーツイド物質、例えばトリアを加えることによって所
望の高温強度特性を得ることが提案されて来た。

ニッケルークロム合金に関して広範な研究がなさへ そ
して文献では分散硬化および強化が達成されたことが示
されている。

しかし、我々の知る限り先行技術では、分散強化された
ニッケルークロム合金から高度の耐酸化性のシート材を
商業ベースにのせて製造することはできていない。

もし、合金がクロム、アルミニウム、鉄、チタン、など
の百分比に関連して制限された量のディスパーツイドを
含むと、顕著な耐酸化性および高温強さを有する分散強
化されたニッケル基質合金がシート状、その他で製造で
き、そして種々の構造に加工できることを見出した。

さらに、本発明の範囲内の特定な組成物はすぐれた耐硫
化性を示す。

勿論、これらの特性全体の組合せは先行技術の合金を処
理した分散物より卓越しているだけでなく、低コストと
なり、しかも他のニッケルークロム合金について従来一
般的に推奨され量の半分以下のディスパーツイド量でよ
いことである。

一般に、本発明は、重量で約１０〜４０％ないし５０％
の鉄、少なくとも約４φ量のアルミニウム、１０３７．
８℃または１０９３．３℃（１９００または２０００’
Ｆ）の程度の温度で改善された応力破壊強さを示すに十
分な少量であるが、効果的な量、例えば０．２〜０．３
容量φの少なくとも一種の非溶解ディスパーツイド、お
よび約１％までのチタンを含み、そしてクロムおよび鉄
の百分比は有利には図面の図１のＡ−Ｂ−Ｃの点上また
は線上にあるような関係にあり、かつディスパーツイド
は約５０λ〜５０００．Ａの平均粒径を有する時効硬化
性のオーステナイトニッケル合金からなる。

機械的に合金化し、その後比較的粗い粒子を含み、一ま
たは二加工方向に延伸するように処理することによって
合金を製造することが最も有利である。

粒子眠平均幅約１５〜約２０００ミクロンで見かけ上３
：１〜約１００：１の比、および約１５０〜約１２，０
００ミクロンの平均長さを有し、そして粒子の厚さは幅
および長さの小さい方よりも小さいことが好ましい。

二次元的（すなわち一般には楕円形）に延伸された粒子
は、二方向に合金を加工すること、例えば高温での交叉
圧延によって製造できるが、粒子の二つの大きな軸は圧
延盤上縦および横方向に位置し、他方、一方向に延伸さ
れた粒子、すなわぢ繊維状の粒子は一方向に加工するこ
とによって製造できる。

合金は析出硬化および分散硬化を結び合せ、そして少な
くとも１０９３．３℃（２０００下）までの温度で高い
強さと耐硫化性および耐酸化性の最もすぐれた組合せを
なすと考えられ、そして加工を容易にするのに寄与する
比較的高い延性を示す。

本発明を実施するに際して、前記の必要な各成分の量に
ついて注意をしなければならない。

一般にアルミニウムは合金に対して耐酸化性を与える役
目をするが、このことは酸化性の環境にさらしたときに
合金の表面に極めて粘着性のＡｔ２０３に基づく酸化物
の層を形成することによるものである。

酸化物層は、単衣面部分の酸化を防ぎ、そしてこれはき
わめて安定である。

一般に、少なくとも約４．１多〜４．３優以上のアルミ
ニウム成分によって良好な耐酸化性が得られ、そして約
５多以上では顕著な耐酸化性が達成される。

このことは以下に述べる合金１，２および３によって図
２中で示されている。

約４多以下、例えば３．９優でも可能であるが耐酸化性
が犠牲になる。

アルミニウム量は３．７５％以下に落すべきでない。

また、本発明によって製造した合金は、大量のアルミニ
ウムが存在しても高い均一性、すなわち等質性を示す。

若干のアルミニウムを酸化させるような条件のもとて最
初の粉末原料を合金化する場合には、アルミニウムを補
給して金属アルミニウムが所望の最低アルミニウム量以
下にならないようにすべきである。

しかし、脆化を生ずる恐れのあるアルミニウムに富む大
量の層が析出する可能性を最少限にするために、金属ア
ルミニウムの百分比は約６条以下におさえることが好ま
しい。

全般的に極めて満足すべき範囲は約４．５φ〜約５６５
優である。

クロムおよび鉄は一緒に考慮するとよい。

前者は合金に耐硫化性を与えるので重要であり、モして
耐衝激性は多少ともクロム成分に関係する。

ここで意図する耐硫化性を達成するには、既存の合金中
のクロム量は甚だ多すぎる。

以下に述べるように、制限なしに加えると、クロムが本
発明に対して欠陥として作用することがある。

しかし、本発明によれば、クロム量は適切に制限される
。

説明には図１を参照して行なう。

Ａ−Ｂ−Ｃ曲線の下のニッケルークロム合金は比較的低
い耐硫化性を示すことが明らかである。

従って鉄成分の低い合金、例えば約１５多以下の鉄を含
む合金中で６上高い耐硫化性を得るためには約２５饅以
上のクロムが存在しなければならない。

約１５優以上の鉄を含む合金では、クロム成分は鉄成分
と相互関係を持たせるべきである。

例えば、鉄成分が約３５条または３７％では、クロム成
分は約１２饅または１３φ程度低くてよく、そして合金
はまだ良好な耐硫化性を有する。

説明はまだ十分ではないが、この分散強化合金中の制限
された量の鉄が意外にも顕著な長所、すなわち極めて改
善された耐硫化性を与え、一方このことがクロムの使用
量をより少なくさせ、そして合金の加工性能を高めるこ
とが明らかになった。

特定化された量の鉄の存在は、また合金に加工性すなわ
ち曲げやすさ、成形性、伸し作業性などを与え、そして
合金を種々の形態に冷間成形できる。

さらに、制限された量の鉄の存在は、合金のすべての硬
化作用を防げるか、低下させる。

少なくとも約１５気例えば約２０優ないし２５優、およ
び約３３優ないし３５多までの鉄成分が特に有利である
。

また、クロム成分を約１０〜２０％にすることも有利で
ある。

しかし耐硫化性にとって（上上記の通り鉄およびクロム
は図１のＡ−Ｂ−Ｃ曲線上の点にあるような関係にすべ
きである。

中間の温度、すなわち約６４８．９〜８１５．６℃（約
１２００〜１５００下）の範囲およびＮｉ −Ｆｅ−Ｃ
ｒ合金系のある濃度の高さでは、クロムはクロムに富む
アルファー第一（体心立方）層およびシグマ−（四辺形
）層の形成を誘引することができる。

これらの二つの層は極めて硬く、そして本発明の目的に
入る種類の合金を激しく砕くことができる。

この理由のために、これらの二つの層、特にジグマー相
が形成し得る伝統的な組成物は好ましくないと考えられ
て来た。

鉄、クロム、アルミニウム、およびチタンの量を適切に
調節することによって、本発明の合金中のアルファー第
−相およびシグマ−相の形成を最少限に止め得ることが
判明した。

また、本発明の合金中のアルファー第一層および／また
はシグマ一層は、過剰にならない程度まで許容し得るこ
とが明らかになった。

これらの合金は図４で限定される。図４は、４〜６餐の
アルミニウムおよび０．５ ％のチタンを含むＮｉ−Ｃ
ｒ−Ｆｅ合金について７０４．４℃（１３００下）での
擬三相状態図である。

上記の通り、クロムはクロム等量で与えら払そしてクロ
ムの重量％＋６＋（アルミニウムの重ｉ％−３）＋チタ
ンの重量優に等しい。

初めの３優のＡ４は３％のＣｒの２倍の効果を有する、
すなわち式中６なる値をとるとする仮定が、この式にお
いて含まれている。

Ａｔが３優以上では、Ａｔは相の安定を乱してＣｒに等
しく（Ａ、／、−３）項になる。

Ｔｉは相の安定を乱してＣｒに等しくなる。

ここにクロム等量は脆化相を形成しない組成をうるため
にＦ ｅ −Ｎ ｉ −Ｃｒ系の相関係に及ぼすアルミ
ニウム、チタン等の合金元素の影響を示すために考えら
れた手段であり、簡単にするため４乃至それ以上の成分
の系を圧縮して擬似３成分系として表わすものでありこ
れにより本発明の合金を三角図表で表すことができる。

ここではアルミニウム、チタンの外に存在しうる他の元
素、たとえばニオブ、ジルコニウム、ケイ素、タングス
テン等もクロム等量に組入れて考慮される。

図４に関連して、本発明の合金は、Ｗ−Ｘ−Ｙ−Ｚ−Ｗ
の境界内に入るニッケル、鉄およびクロムの等量組成を
有する。

このような合金は、上記の通りさらに効果的な量の非溶
解性ディスパーツイドを含むが、適当な耐酸化性および
高温強さを有する。

上記の通り、シグマ一層およびアルファー第一層はある
程度まで許容され得、そしてこれらの層はｗ−ｘ−ｙ−
ｚ−ｗで区切って与えられた領域内のＦｅ−Ｃｒｅｑ−
Ｎｉ組成を有するいくつかの合金中に形成される。

本発明の種々の好ましい具体例中で、シグマ一層および
／またはアルファー第一層が形成する可能性は金属成分
を適切に調節することによって最少限に止める。

このようにして境界Ｍ−Ｖ−Ｄ−Ｕ−Ｎは金属成分に関
して合金を分ける。

ここで、アルファー第一またはシグマ−が形成しても許
容限度内である合金からアルファー第一およびシグマ−
を形成する傾向を最少限に止めるか、できるだけ存在さ
せない（すなわちＭ−Ｖ−Ｄ−Ｕ−Ｎ以下）。

従って、Ｖ−Ｄ−Ｕ−Ｚ−Ｙ−Ｖの境界内の領域でのア
ルファー第一層またはシグマ一層のいずれをも形成する
傾向は最少限となる。

シグマ一層を形成する可能性を最少限に止めるには、ク
ロムの等量がＭ−Ｖ−Ｄ−Ｕ−Ｎを超えるときは鉄成分
はＤ−Ｅの境界（約３７優のＦｅ・）を超えてはならな
い。

後者の系に入る合金の金属成分はＤ−Ｅ−Ｗ−Ｕ−Ｄで
区切られる。

このような合金は許容量のアルファー第一層を形成する
ことがあるが、シグマ一層を形成する傾向は制限される
か、または存在しない。

一般にＤ−Ｂ−Ｗ−Ｚ−Ｙ−ＶＤの境界内に入る合金で
のシグマ層を形成する傾向は妨げられるか、または存在
しない。

別の方法をとると、本発明の合金の鉄成分は、もしクロ
ム当量を対応して調節すれば、４０係または５０Ｉ：／
ｂの高さにすることができる。

さらに、高温にさらす際のシグマ一層の形成、を防ぐた
め（ヘクロムおよびアルミニウム成分がそれぞれ約１５
多および４条を超えた場合は、鉄の百分比は約３５φ〜
３７多を超えてはならない。

低い鉄成分ではより多量のアルミニウムおよびクロムを
用いる。

例えば、鉄成分が約１０優のときは約３８優のＣｒｅｑ
を用いる。

図４のＲ−８−Ｔの境界は、クロム等量を適切に調節し
た図１に示すＡ−Ｂ−Ｃの境界に相当する。

従って、図４ではＲ−８−Ｔ上の境界に入る組成物は、
これより下のものよりも耐硫化性を示す。

このように、本発明の好ましい具体例では、合金系の金
属成分の組成はＥ−Ｗ−Ｔ−８−Ｒ−Ｙ−Ｖ−Ｄ−Ｅの
境界内に入る。

この領域は、図中の斜線を施した部分で示しである。

このような合金は、耐酸化性および耐硫化性を有し、そ
してシグマ一層を形成する傾向が最少限に止められてい
る。

ここに第４図における各点の組成をまとめて示せば次の
とおりである。

而して上記各点の中Ｗ−Ｘ間の線は次の式によって表わ
せられる曲線である。

ここにＮｉはニッケル含量（重量％、Ｆｅは本発明にお
ける鉄含量（１０〜５０重量優）を示すものである。

Ｎ１＝５８．０７５−０．５８２Ｆｅ−０，００２６Ｆ
ｅ２クロム当量＝ １００−Ｎ ｉ −Ｆ ｅその他の
各点間の線は直線である。

本発明の範囲内にあるが、鉄を含まないか鉄の少ない合
金は、ガンマ−第一層であるＮ５ｓＡ１の形成を伴う迅
速かつ強力な時効反応を行なう傾向がある。

必要量の鉄を加えることによって、この析出反応および
可能な限り反応度の強化効果を若干中和または抑制し、
そして加工性能が高くなる。

いずれにせよ、本発明によって製造し、かつ１４．８％
のクロム、４．６％のアルミニ９６０．４１条のチタン
、０．２２％のイツトリア、および本質的に残部のニッ
ケルを含む実質的に鉄を含まない合金からなる０、３２
ｃ況（１／８ｉｎ）の厚さのシートを切析した試料は極
めて剛性であり、そして例えば１０９３．３〜１３１５
．６℃（２０００〜２４００’Ｆ）で１５〜３０分以上
溶体化処理し、空冷後に極めて曲げにくいが、他方、３
１．９％の鉄、１７．９％のクロム、４．９％のアルミ
ニウム、０．４５％のチタン、０．２５％のイツトリア
、および残部のニッケルを含む鉄含有合金からの同様の
試料は同様の溶体化処理および空冷後容易に曲げられた
。

鉄を含まない試料および鉄を含む試料をそれぞれ図３Ａ
および３Ｂに示す。

３Ａの試料は曲げようとして生じた破砕を示す。

上記のように言及した通り、低いディスパーツイド成分
、例えば約０．５容量φで極めて良好な高温強度特性が
得られることをさらに見出した。

少なくとも多量のある種のディスパーツイドに対して、
受は容れ得る加工性が低い側にわずかにあったことは幸
いであった。

いずれの場合も、低い百分比のディスパーツイドを用い
て、しかも極めて高い温度、例えば１０３７．８〜１０
９３．３℃（１９００〜２０００下）での応力破壊が実
質的に低下することなしに改善された加工性が得られる
。

２〜３容量多またはそれ以上、例えば５％または１０％
までを含む多量のディスパーツイドを用いることもでき
るが、加工性能が失われる。

例えば、二方向（すなわち、一般には楕円形）に延伸さ
れた粗い粒子を含み、そして平均して３５％の鉄、１８
．５％のクロム、４．２％のアルミニウム０．４５％の
チタンおよび０．６５重重量幅１容量ダ）のイツトリア
−ディスパーツイドを含有するシートまたは板は高い１
０９３．３℃（２０００？）応力破壊強さ、すなわち１
０．５００ｐｓｉの程度の応力において１００時間の寿
命を示したが、加工性に若干難色を示した。

ディスパーツイド成分を少なくすると、加工性が向上し
、そして意外にも応力破壊強さも与えられた。

特に３３多の鉄、１８％のクロム、５多のアルミニウム
、０．４５％のチタン、および０．２５重量多（約０．
５容量％）のイツトリア・ディスパーツイドからなる名
目上の合金組成を有し、かつ一般的に（二次元的に見て
）楕円形の粒子を有する板は、比較的容易に加工でき、
そして６０００および７０００ ｐｓｉ間の荷重におい
て１００時間の１０９３．３℃（２０００下）応力破壊
寿命を示した。

勿論、本発明の範囲の組成物で達威し得る高度の高温強
さは、３３優の鉄、１８％のクロム５％のアルミニウム
、０．４％のチタン、０．３５％（約０．５容量多）の
ランタナ・ディスバーンイド、および本質的に残部のニ
ッケルを名目上含む同様に粒子を粗くした合金でも示さ
れ、そしてこの合金は１０９３．３℃（２０００下）お
よび８５００ｐｓｉの荷重で１００時間の寿命を有し、
そしてこの組成物は比較的容易に加工することができた
。

ディスパーツイドは、約５０人〜約１０００ないし１５
００人、好ましくは約１０００人または１５００人の平
均粒度を有することは特に有益である。

高いディスパーツイドの量のために生ずる加工性能の問
題を軽減するために、一般に高い百分比、例えば約３５
％の鉄を比較的高いディスパーツイド成分、例えば約２
容量ダと共に用いることが好ましい。

満足すべきディスパーツイド物質には、例えば希土類の
酸化物、すなわちランタナ、イツトリアおよびセリア、
トリア、アルミナおよびマグネシアのような少なくと
も１３７１．１℃（２５００下）の融点を有し、かつ１
０００℃での酸素のダラム原子当り一１２０ｋａｉまた
はそれ以下の生成自由エネルギーを有する金属酸化物で
ある。

ランタナおよびイツトリアは、それぞれ合金の耐食性お
よびその他の特性を向上させるので、卓越したディスパ
ーツイド物質と考えられる。

耐火性ディスパーツイドの量は本明細書では容量悌と重
量幅で表わされているが、この両者の間の関係は次のよ
うな式で表わすことができる。

母材合金の密度は例えば表１の合金２の母材合金（即ち
ランタナ不含の合金）の組成では７．６０？／ｄであり
、ディスパーツイドの密度は例えばランタナの場合は６
．５１ ｆ／／ｃｒｔｔ、 イツトリアの場合は５．０
５ Ｙ／ｃｒ／ｌである。

合金が実質的量、例えば０．００４％またはそれ以上の
窒素を含む場合は、少なくとも実質的にすべての窒素と
結合するのに十分な量のチタンを含むと有利であり、そ
のことによって合金の冷間延性に対する窒素の悪影響を
最少限に止めることができる。

一般に、チタン成分の必要量は約１優を超えることはな
く、約０．１％−約０．６％あればほとんどの場合十分
である。

例えば、窒素がｏ、７％の酸素雰囲気下で約２０時間機
械的に合金化すると、約０．１多〜０．１５％の窒素成
分が生じるので、安定な窒化物、例えばＴｉＮを生成さ
せて窒素を効果的に中和するには、０．４〜０．６％の
チタンが好ましい。

チタンに加えて、合金に添加し得る他の安定な窒化物を
生成する物質としては、約０．３ ％までのジルコニウ
ム、約１優までのニオブ、および約０．５％までのケイ
素がある。

鉱物質の窒素成分がある場合には、アルゴン−酸素雰囲
気下で粉末を機械的に合金化できる。

本発明では窒素を含む場合はチタン、ジルコニウム、ニ
オブ及びケイ素からなる群より選ばれた安定な窒化物形
成元素が１多以下含まれるのであるが、１多以下とする
のは存在する窒素と結合するに要する以上の量の元素の
存在を防ぐためであり、もしそれ以上加えて、未反応の
窒化物成形元素が存在すると融点を下げたり脆化相が生
成したり等の問題が生じる。

特定な効果を得るためには、合金は約１０優までのマン
ガン、約１０％までのコバルト、約５優までのモリブデ
ン、約５優までのタングステン、および約５多までのク
ンタルを含むことができる。

他の元素または不純物、例えばそれぞれ０．０３％まで
のイオウおよびリン、ならびに約０．５までの鋼を含み
得る。

本発明の合金の製造は、有利には、合成の粒子を作るた
めに最初の粉末成分が相互分散さへ粉砕さへそして一緒
に密着されるような所望の組成物の粉末充てん物を機械
的に合金化、すなわち高エネルギー・ミリングによって
行なう。

粉末充てん物は、一般に一１０メツシュを超えない細か
な大きさの元素および／または合金化された粉末からな
る。

機械的な合金化については、一般にベンジャミンの米国
特許第３，５９１，８６２号中および同第３，７２８，
０８８号中に述べられている。

出発構成成分の粉砕された小片からなる均一な内部分散
物を与えるべく、最初のディスパーツイド物質を含む構
成成分が緊密に結合した相互粘着性の合成粉末粒子にな
るように機械的合金化工程を行なうと、各合成粉末粒子
の成分は最終的合金製品に対応するようになる。

機械的合金化は、有益には合成粉末が実質的に飽和状態
の硬さを示すように行なう。

そのような合成粉末は、実質的に成分の均一性を有し、
そして分散粒子は１ミクロンを超えない平均間隔で種々
の合成粉末粒子を通して本質的に均一に分散している。

機械的合金化は、スツエグバリの摩砕機のような高エネ
ルギー・ミル中で乾燥条件下で行なうことができる。

１５．１４（４−ガロン）のスツエグバリの摩砕機を用
いた好ましいミリングの条件眠窒素０．７ ％を含む酸
素雰囲気、およびボール対粉末の重量比が約１５：１〜
２０：１となるに十分な量の直径０．９７ｃｍ（３／
８ ｉｎ）の鋼鉄製ポールを用いて、約２５０〜３５０
、例えば２９０ｒｐｍのインペラ速度で約１６〜２４時
間とする。

次いで、機械的に合金化した粉末は、例えば熱間押出し
または熱間型入れによって熱強化させることができる。

約５＝１〜２０：１、例えば１０：１の押出し比を用い
、約９８２．２〜１２０４．４℃（約１８００°〜２２
００下）、例えば１０６５．６’Ｃ（１９５０下）の温
度で金属、例えば鋼鉄製の容器中に保って粉末を押出す
ことによって一般に粉末の強化を行なう。

強化された物質は、約７５多または９０係以上まで熱間
還元させるために約９８２．２℃（１８００’Ｆ）また
は１０３７．８℃（１９００’Ｆ）〜１２０４．４℃（
２２００°）または１２６０．０℃（２３００Ｔ）の範
囲の温度で広く熱加工、例えば熱間圧延してよい。

強化された材料の熱間加工性によってシート、ストリッ
プおよび熱間還元されたミルの形態に容易に導ひける。

熱間加工された製品は、次いで粒子を粗くするために十
分高い第二再結晶温度、例えば約１２０４．４℃（２２
００下）または１３１５．６℃（２４００’Ｆ）、かつ
合金の初期の融点以下に加熱して粒子を粗くする。

次の熱処理時に第二再結晶させるに十分なエネルギーを
伝えるように強化された製品をよく加工することが重要
となる１、もし、製品を加工しすぎると、粗い、等軸性
の粒子を生じることになり、他方、加工が足りないと、
比較的細かな等軸性の粒子構造を生じる。

粒子の粗い製品は、後に上記の制限内で、合金に良好な
高温特性を与える第二再結晶化された粒子構造に進行さ
せることなしに、他の熱間加工および熱処理操作に付す
。

本発明を説明するために実施例およびデータを示す。

例１ 窒素０．７ ％を含む酸素の雰囲気下、２０時賦直径０
．９７ｃｍ（３／ ８ ｉｎ）の鋼鉄製のボール８５に
りを用い、２５０ｒｐｍのインペラ速度で操作するスツ
エグバリの１５．１４（４−ガロン）入りの摩砕機中で
４．２５＆９の乾燥粉末を機械的に合金化することによ
って、表１に示す組成を有する種々の合金を製造した。

合金１に対する粉末充てん物は、−３２５メツシユのカ
ルボニルニッケル粉末１、４３０ ｒ、７４％のクロム
を含む一２００メツシュの低炭素フェロクロム１０９５
ｆ、ニッケル１６．５％、アルミニウムー２８優を含む
一２００メツシュのチタンを主体とする合金７８１．１
００メツシユの高純度鉄粉１２００Ｌ？、ニッケルー４
６％を含む一２００メツシュのアルミニウムを主体とす
る合金４３５ ｆ、および約２５０人の平均粒度を有す
るイツトリア１０．６ｆを含んでいた。

合金２に対する粉末充てん物は、カルボニルニッケル１
４３１ ｆ、低炭素フェロクロム１０９５ ｆ、 ニッ
ケルー１６．５優、アルミニウムー２８優を含むチタン
を主体とする合金７３１、高純度の鉄１２００ｆ１ ニ
ッケルー４６係を含むアルミニウムを主体とする合金４
３５′？、および約４００人の平均粒度を有するランタ
ナ１５Ｓ’を含んでいた。

窒素−酸素系雰囲気は粉末の密着を遅らせ、しかも比較
的均一に分散したディスパーツイド粒子を含む、２００
倍の倍率で組成および構造が均一である合成粉末を得る
ために適した工程を行なわせるのに役立った。

合金１の合成粉末は約０．６３１％の全酸素成分を有し
ていた。

次いで機械的に合金化した粉末をそれぞれ直径７、６２
ｃｍ（３ｉｎ 沖軟鋼製のカンで被覆し、ロウ付けし、
そして１０：１の押出し比、９０５．６℃（１９５０下
）で押出し、続いて押出した小片を１０３７．８℃（１
９５０下）で熱間圧延して厚さ０．９７ｃｒｒＬ（３／
８ ｉ ｎ ）の板とし、そして還元全体は約２２：
１の比の押出しに等しかった。

次いで、約１３１５．６℃（約２４００下）で約１時間
加熱することにより板を組い粒子にした。

各板を切断して得た小片、すなわち表１中の合金１およ
び２、ならびに市販の合金Ａについて９９φのＮａ２８
０４−１％のＮａｃ７の溶融液中での耐硫化性を９２６
．７℃（１７００下）で試験した。

この媒質は苛酷なものであるが、流入した海水の塩分の
転化の結果としてガスタービン機関中に見られる腐食を
想定して用いた。

このような苛酷な条件のもとでは、タービンの部品上に
Ｎａ２８０４が凝縮し、そして腐食の激変的形状である
ラベル化された硫化を生ずる。

（１）名目上の合金 表１より、本発明の合金↓および２は上記の長期の硫化
条件下で市販の合金よりもはるかに優れていることがわ
かる。

例２ 例１の合金１と本質的に同じ粉末充てん物を機械的に合
金化し、そして例１に記載した方法で押出した。

押出し試料は本発明の範囲の材料を含へそして下記の表
２中で合金３と名づけた。

合金３の合成粉末は約０．６２％の全酸素組成を有して
いた。

合金１および２の押出し物からの小片、ならびに合金３
の押出し物からの小片を１０６．５．６℃（１９５０’
Ｆ）で熱間圧延して厚さ０．３３Ｃ廓（１／８ｉｎ）の
シートにし、そして１３１５．６’Ｃ（２４００下）で
１時間加熱することによって粒子を粗くした。

これらの厚さ０．３３ ｃｍ （ｉ／８ ｉｎ）のシー
トを切断した小片および表２に示す市販の合金Ｂ、
Ｃ，およびＤの小片について、５伽のＨ２Ｏを含む空気
中、１２６０．０℃（２３００下）で２８８時間の間、
２４時間間隔で温度を循環させることによって耐酸化性
を試験した。

結果を図２および表２に示す。

本発明の範囲外の合金Ｂ１＊＊Ｃ１およびＤを比較のた
めに表２に加えである。

２４時間の温度循環は、高めれた温度、すなわち１２６
０．０℃（２３００下）に２３時間暴露し、続いて静か
な空気中で１時間冷却することからなっていた。

各種の小片のデスケーリングは、二酸化炭素で噴射させ
た粒度５０ミクロンのアルミナを用いる研摩清浄ユニッ
トで行なった。

デスケーリングは全酸化物が除かへ そして純金属面が
露出するまで行なった。

（１）名目上の組成 （２）激しいスケーリングのために１２０時間で試験を
中止した （３）端部の著しい浸食 図２および表■から、合金Ｂ、 Ｃ，およびＤに比較し
て合金１，２、および３が極めて良好な耐酸化性を示す
ことがわかる。

シート状の材料の耐酸化性試験は端部の効果に基づいた
時に苛酷な試験と考えられるので、合金１，２、および
３の例外的な耐酸化性は特に顕著である。

合金１および２は、２８８時間後でもほとんど重量変化
なしに粘着性のスケールを生じ、他方合金３は最初に若
干のスケールの損失を示したが、次いでほとんど重量変
化を伴わずに粘着性のスケールを生じた。

これらの合金はいずれも試験期間中には激変性の酸化は
示さなかった。

これに比較して合金ＢおよびＣ（図２）は９６時間以下
の時間後に激変性の酸化を示し、また合金りは１２０〜
２８８時間の間に継続的な大量の重量損失を示した。

重量で３６．０多の鉄、１８．４優のクロム、０．４９
饅のチタン、０．６４％のイツトリア、およびわずかに
３．９％のアルミニウムを含む他のニッケル基質合金で
できた直径０．４２ｃ肩（３／１６ｉｎ）、長さ１．９
ｃｍ（３／ ４ ｉｎ）の円筒状小片について、同じ要
領、すなわち、５優の水を含む空気中、１２５０℃で２
４時間の循環で耐酸化性を試験した。

この合金は、２８８時間後に一５０７ＩＩ！／ｃｔｄの
非スケール化物の重量変化を示した（ただし、円筒状試
料の耐酸化性試験はシート状試料の試験よりも苛酷でな
かった）。

このことはアルミニウムの組成の効果を示している。

上に示した通り、アルミニウムの量は少なくとも４ない
し４．１％とすると最も有利である。

例３ 例１および２に記載した合金１および２の厚さ０、３２
ｃｍ（１／ ８ ｉｎ ）の粒子を粗くしたシートと同
じ方法で、表３中で合金４とした材料の厚さ０．３２ｃ
ｙｙｇ（１／ ８ ｉｎ）の粒子を粗くしたシートを製
造した。

合金４のシートを製造するに際して機械的に合金化する
最初の粉末光てん物は、−３２５メツシユのカルボニル
ニッケル粉末１１５５グ、７４％（７）クロムを含む一
２００メツシュの低炭素フェロクロム１１５５Ｓ’、−
２００メツシユのニッケルー１６．５％およびアルミニ
ウムー２８％を含むチタンを主体とする合金７４１、−
１００メツシユの高純度鉄粉１２７５？、−２００メツ
シ＊＊ユのニッケルー４０％を含むアルミニウムを主体
とする合金４１２１、および平均粒度約２５０Ａのイツ
トリア２７１を含む合金４のシートを製造するに際して
機械的に粉末化した。

例２に記載した合金の粒子を粗くした厚さ０、３２ｃｒ
ｎ（１／ ８ ｉｎ力別の一部のシートおよび粒子を粗
くした合金４のシートの二部を市販の合金Ａ、 Ｂおよ
びＤとともに１０９３．３℃（２０００下）の応力破壊
特性について試験した。

試験結果を表３に示す。

合金１は一般に長さ約５００〜１２００ミクロンおよび
幅約３０〜１００ミクロンの範囲の大きさの粒子を含み
、他方、合金２は一般に長さ１５０〜３０００ミクロン
および帽５〜１００ミクロンの範囲の粒子を含んでいた
。

合金４は一般に長さ４００〜２０００ミクロンおよび幅
８０〜２００ミクロンの範囲の粒子を含んでいた。

表３から、合金１，２および４に対する １０９３．３℃（２０００下）の応力破壊強さは極めて
良好であり、そして市販の合金ＡおよびＢの強さをはる
かにしのいでいることがわかる。

合金２のディスパーツイド組成は合金り中に存在するも
のよりも重量に基づいてわずかに約Ｉ ／ ｓであるに
もかかわらず、合金２は合金りよりも若干優れており、
さらに合金２が合金りよりもはるかに大きな耐酸化性を
示す利点があることは特に注目に値する。

例４ 本発明に基づくその他の合金を表４に列挙する。

これらの合金は例１に記載した方法で首尾よく製造した
。

「Ｃｒｅｑ」欄は次式に基づいて計算した。Ｃｒ ｅ
ｑ ＝Ｃｒ＋６＋（Ａｔ−３）＋Ｔ ｉ＋Ｎｂ、 Ｗな
どのようなＣｒ類似の元素 例５ さぎの例であげた以外のディスパーツイドと窒化物形成
元素を用いた本発明の合金の組成（重量＊＊饅）の例を
あげる。

これらはいずれも上述した他の例と同様な性質を有する
。

本発明の合金には、酸化性または硫化性の条件および／
または高温へ暴すことを含む広い範囲の利用がある。

二、三の特定な使用例としては、燃焼カンおよびアフタ
ーバーナー：スペース・シャトル・クラフトおよび超音
速エアークラフト用の外板を含むタービン機関への応用
、および特定な炉への利用、および化学処理装置がある
。

好ましい具体例との関連において本発明を説明したが、
老練技術者には容易に理解される通り、発明の精神およ
び範囲を逸脱することなしに修正および変更を加えられ
ることを理解すべきである。

このような修正および変更は、発明および特許請求の範
囲の主旨および範囲内にあると考えられる。

【図面の簡単な説明】

図１（ス耐硫化性に関して成分鉄、クロム、およびニッ
ケルの相互関係を示す図である。 図２Ｅ本発明の合金組成物の耐酸化性を先行技術のもの
と比較して示す図である。 図３Ａおよび３Ｂは、それぞれ鉄を含まない合金および
鉄を含む合金の加工性の相違を説明する３倍に拡大した
拡大写真である。 図４は、本発明の合金のクロム、ニッケル、および鉄成
分の相互関係を示す図であり、ここでクロムの濃度は合
金のアルミニウムおよびチタン成分に対して調節されて
いる。 図中、Ｃｒ＋６＋（Ａｔ−３）＋Ｔ ｉとして計算され
る調節化クロム量は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系の相の関係に
対するアルミニウムおよびチタンの効果を考慮している
。 調節されたクロムはクロム当量またはＣｒｅｑとして表
わされる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 本質的に重量で１０〜５０％の鉄、４〜６饅の金属
   アルミニウム、１０〜３０饅のクロムからなり、残部が
   本質的にニッケルであり、ニッケルと鉄とクロム当量の
   重量多は第４図のｗ−ｘ−ｙ二Ｚ−Ｗによって限定され
   る範囲内に入る相互関係にあり、更に５０〜５０００オ
   ングストロームの平均粒度を有する１０容量多以下の量
   の耐火性ディスパーツイドを含有しており、該耐火性デ
   ィスパーツイドは１０００℃で酸素モル当り１２０キロ
   力ロリー以上の負の形成自由エネルギーを有する金属酸
   化物であり、前記クロム当量はクロム重量多＋６＋アル
   ミニウム重量優−３として計算され前記第４図の各点は
   次の如き組成（重量％）を表し、 Ｗ−Ｘ間の線は上記範囲の鉄の重量多をＦｅで表わし、
   ニッケルの重量多をＮｉで表わすときＮ ｉ＝ ５８．
   ０７５−０．５８２ Ｆ ｅ −ａｏｏ、２６Ｆｅ２ク
   ロム当量＝１００−Ｎ １−Ｆｅ の式を満足する線であり、他の各点間の線はいずれも直
   線である 時効硬化性の分散強化合金。 ２ 本質的に重量で１０〜５０多の臥 ４〜６多の金属
   アルミニウム、１０〜３０％のクロム、少くとも０．０
   ０４％の窒素とチタン、ジルコニウヘニオブ及びケイ素
   からなる群から選ばれた１％以下の少くとも１種の安定
   な窒化物形成元素からなり、残部が本質的にニッケルで
   あり、ニッケルと鉄とクロム当量の重量優は第４図のｗ
   −ｘ−ｙ−Ｚ−Ｗによって限定される範囲内に入る相互
   関係にあり更に５０〜５０００オングストロームの平均
   粒度を有する１０容量多以下の量の耐火性ディスパーツ
   イドを含有しており、該耐火性ディスパーツイドは１０
   ００℃で酸素モル当り１２０キロカＱ ＩＪ−の負の形
   成自由エネルギーを有する金属酸化物であり、前記クロ
   ム当量はクロム重量多＋６＋アルミニウム重量％−３＋
   窒化物形成元素の重量多として計算され、前記第４図の
   各点は次の如き組成（重量％）を有し、 Ｗ−Ｘ間の線は上記範囲の鉄の重量多をＦｅで表わし、
   ニッケルの重量係をＮｉで表わすときＮ ｉ＝ ５８．
   ０７５−０．５８２Ｆｅ−０，００２６Ｆｅ２クロム当
   量＝１００−Ｎｉ−Ｆｅ の式を満足する線であり他の各点間の線はいずれも直線
   である 時効硬化性の分散強化合金。