JPS5912739B2 - 改良された耐酸化性鉄基合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は耐酸化性鉄基合金に関し、特に熱影響部割れの
少ない上記合金に関する。

本出願人は、後述される臨界的少量以上のニオブが本発
明の鉄基合金の高い耐酸化性に有害であり、ある範囲以
上のタンタルが高温静的耐酸化性を促進し、炭素および
窒素が機械的性質に及ぼす効果の点で相関しており、最
適の耐酸化性を確保するには最小限のアルミニウム含量
が必要であり、少量であるが有効量のジルコニウムが耐
熱渡れ性を著しく改良しかつこれらの元素を互いに関連
さぞ制御を行うと鉄基合金において独特の非常に望まし
い特性が得られることを見出した。

本発明はＲｏｂｅｒｔ Ｈｅｒｃｈｅｎｒｏｅｄｅｒ
の１９７０年１２月２１日出願された米国特許願第９
９７３８号明細書に関連しかつその改良である。

上記特許願では、改良された溶接性と耐酸化性を有する
合金が開示されている。

いまや、同じ組成物において元素Ｎｂｔ Ｔａ、Ａｌ、
ＣおよびＮ１およびＺｒを注意深く制御および規定する
ことにより特に有効な新規合金が提供出来ることが決定
された。

悪環境条件たとえば高温および酸化雰囲気に耐える高性
能物質の研究を継続するに当って、費用の面が捷す捷す
重要になって来る。

多くの高性能合金しばしばスーパアロイと呼ばれる合金
の全製品に対してかなりの部分がこれらの合金が普通使
用される複雑なデザイン部品の製造中にスクラップとし
て失われるために費用が強調されて来た。

非常にしばしば、これら本質的に価値ある物質のスクラ
ップは混合されほとんど無益なものとなる。

何となればスクラップの全組成のために母合金の溶融物
にスクラップを再循環することが出来ないからである。

しだがって、これらのスクラップはその本質的価値がほ
とんど無いものとして他の業務にしばしば販売される。

これは我が国の支払収支および我が国の経済繁栄にとっ
て悪効果を及ぼす。

本発明の目的は、多量の混合合金スクラップを利用する
ために比較的低コストで製造することが出来る優れた高
性能合金を提供することである。

最も広い概念で、上記合金は重量類で０．０５−０．７
Ｃ：＜０．３Ｎｂ ； １５−３０Ｃｏ ； １８−２
５ Ｃｒ ； ０−２Ｍｎ ： １．０−６Ｍｏ ；
０．１０−０．３ ＯＮ ： １５−３０ Ｎｉ ；
０．２−０．８ Ｓｉ Ｏ，１−２Ｔａ ： １−１０
Ｗ： ０−０．ＩＺｒ ； ０−０．５ＡＩ ： Ｏ−
０，１Ｌａ ：残部＞２３Ｆｅおよび総計で約０．６重
量係を越えてはならない附蔭元素たとえばＢ、Ｔｉ 、
Ｍｇ 、Ｃｕ 、Ｓ、Ｐ、Ｖ、Ｃａから実質的になる。

ＮｂおよびＴａは最小０．４であることが必要であり、
ＣおよびＮは〉０．２であることが必要である。

組成物のより狭い好ましい範囲は実質的に次の範囲（重
量類）からなる： ′ Ａｌ０−０．５ ＣＯ，０５−０，１６ Ｎｂ ＜ ０．２０ Ｃｏ１５−２５ Ｃｒ１８−２５ Ｍｎ Ｏ−２ ｏ２−５ Ｎ Ｏ，１０−０，２！５ Ｎｉ１５−２５ Ｓ ｉ ０．２−０．５ Ｔａ０．３−２ Ｗ １−８ Ｚｒ Ｏ−０，１ ＬａＯ−０，１ 残部）２３Ｆｅおよび総計で約０．６％を越えてはなら
ない附随元素たとえばＢ＋Ｔｉ＋Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ、
Ｖ、ＣａＯ ＮｂおよびＴａは〉０．４で、ＣおよびＮば〉０．２で
あることが必要である。

より好ましい実施態様は実質的に次の範囲（重量類）か
らなる： ＡＩ ０．１−０．５ ＣＯ，０５−０，１６ Ｎｂ ＜０．２ Ｃｏ １５１５− ２５Ｃｒ１９− ２３ ０．５−２゜Ｏ Ｍｏ ２−５ Ｎ Ｏ，１０−０，２５ Ｃ＋Ｎ ＞０．２５ Ｎｉ１５−２５ Ｓ ｉ ０．２−０．５ Ｔａ ０．４−２ Ｗ １−８ Ｚｒ Ｏ，００１−０，１ Ｌａ Ｏ，００１−０，１ 残部＞２３Ｆｅおよび総計で〈０．６係であることが必
要な附随元素たとえばＢ ＋ Ｔ １ ＋Ｍｇ、Ｃｕ、
Ｓ＋’Ｐ＋ Ｖ＋ Ｃａ等。

１９４６〜１９５１年の間に、特許第 ２４３２６１４； ２４３２６１５；２４３２６、Ｌ６
−；２４３２６１７；２４３２６１８；２４３２６１９
；２５１３４６７ ；２５１３４６８；２５１３４６９
；２５１３４７０； ２５１３４７１および２５１３４
７２号明細書を含む一連の米国特許がフランクスおよび
バインダーに公告されたが、これらの特許は広い意味で
複雑な鉄基合金系を開示している。

フランクスおよびバインダーの記載に基づく合金マルチ
メツ） （Ｍｕｌｔｉｍｅｔ、時にはＮ−１５５と呼ば
れる、Ｒｅｇ−ｔ−ｍ−ＣａｂｏｔＣｏｒｐ、）は２０
年以上の間販売されており、現在航空材料明細５５３２
Ｂ、５３７６Ｂ、５７６８Ｅ。

５７６９．５７９４Ａおよび５７９５ＢおよびＭｉｌ−
Ｅ−１７４９６Ｂ により包含されている。

フランクスおよびバインダーはこれらの特許でニオブお
よびタンタルを全等価物として一貫して処理しており、
またニオブおよびタンタルをチタンおよびバナジウムの
等何物としてしばしば処理しているが、これは恐らくこ
れらの元素のすべてが比較的安定な炭化物を形成するた
めであると考えられる。

フランクスおよびバインダー（Ｆｒａｎｋｓａｎｄ Ｂ
１ｎｄｅｒ ）はニオブ、バナジウムおよびチタンを
不定残留物として以外に除外することおよびニオブより
タンタルを主に使用することが著しく優れた合金をもた
らすという可能性を考えることさえしたというヒントは
なかった。

本出願人は特に、ニオブは有効な強化元素であるがしか
し約０．３％以上のＮｂが存在するとこの合金の耐酸化
性が著しく低下することを見出した。

しかしながら、スクラップは一般にＮｂを含みかつそれ
を除去することは高価であるから、本出願人は最大０．
３％まで許容し得るが、しかし経済的に可能な場合には
全く存在しないことが好ましい。

ピー・エム・ウィンスロウおよびアール・ニークラウン
（Ｐ−Ｍ−Ｗ伍ｓｌｏｗａｎｄＲ−Ａ−Ｃｒａｕｒｌ）
（［Ｎｂ ＋Ｔａ Ｎ−１５５ｊ ５ｏｌａｒ Ａｉｒ
ｃｒａｆｔＣｏｍｐａｎｙ ＋ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉ
ｃａｌ Ｒｅｐｏｒｔ Ｍ ６−１２−５０）はＮ−１
５５組成物でニオブの代りに一部タンタルを用いること
を研究したが、しかし彼等は不純なニオブ源が合金Ｎ−
１５５すなわちＮｂ対Ｔａ比約１０対１のＦｅＮｂＴａ
の製造で使用出来るようにタンタルが不純物として「許
容」出来るかどうかを決定するためにそうしたようであ
る。

ウィンスロウ−クラウンは少量のＴａは許容出来ると結
論したが、しかしこの場合も合金中でＮｂを除外しＴａ
を用いることが非常に有利であるというヒントはなかっ
た。

マルチメツ）（Ｎ−１５５）が２０年間使用されかつＡ
Ｍ８ ５５３２Ｂにより記載されている（これは単にコ
ロンビウム＋タンタルが０．７５−１．２５％の範囲内
で存在することが必要であると規定している（差異につ
いては全く述べられておらずまたは割合も示唆されてい
ない））という事実はその合金を用いた人々およびその
合金をつくった人々は合金中の有効性の点で重量係を基
準として２つの元素を等価であると考えたことを結論と
して証明している。

Ｔａに比較してＮｂ ｉ壮ｆＪ＆的豊富であるから、商
業的製品のニオブ含量は一般にタンタル含量より実質的
に大きい。

これはニオブが２つの中で好ましい元素であることを指
摘している。

アルミニウムが論じられているフランクスおよびバイン
ダーの特許では、硼素が無い場合は０．５％の最小水準
が必要である。

明らかに、硼素およびアルミニウムは置換性であると考
えられていた。

本発明の合金ではＡＩとＢは相互交換することが出来ず
、＞０．５％ＡＩは過剰であると考えられる。

フランクスおよびバインダーは一貫して彼等の明細書で
炭素と窒素の両方を含ませた。

窒素は普通高温安定性に対して「非常に利点がある」か
捷たけ助けとなると云われていた。

窒素がどんな理由でまたけどのような方法で有利である
か、高温安定性のどんな面が窒素の影響を受けるかを指
摘し、１だけ炭素と窒素間の相互関係および引張特性、
応力破壊特性、熱疲れ特性および溶接性に関して必要な
窒素と炭素の臨界的総計量を指摘するデータまたは証拠
は全く提出されなかった。

要するに、フランクスおよびバインダーは窒素、炭素お
よびそれらの前述した種類の合金に及ぼす効果に関して
入手される知識に何も付加しなかった。

最後に、フランクスおよびバインダーはジルコニウムお
よび前述した合金系の熱疲れにそれが及ぼす有利な効果
について何も述べていない。

ウロデツク（Ｗｌｏｄｅｋ ） （米国特許第３３８
３２０６； ３３０４１７６および３３０４１７７号明
細書）は耐酸化性を改良するためにランタンを含有する
ニッケル基合金を論じているが、しかしこの系は本発明
の合金とは全く異なるものであった。

たとえば、ウロデツクの合金は重量％で２０Ｆｅ最犬、
６Ｃｏ＋Ｍｎ最大、８Ｍｏ最小および好ましいランタン
含ｉ ０．１７を含有し、ＡＩ＋ Ｔａ、Ｎｂ また
はジルコニウムについては必要条件となっていない。

本発明の合金は２３Ｆｅ最小、１５Ｃｏ最小、６Ｍｏ最
大およびＡｌｔＴａｔＮｂ およびジルコニウムに対
する必要量を含有する。

米国特許第３３０４１７６号明細書でウロデツクは特に
セリウムおよびランタンが相互に交換出来ないことを示
している。

ヘッセンブルツフ（Ｈｅ５ｓｅｎｂｒｕｃｈ ） （米
国特許第２０７５７１８； ２１０４８３６および２０
６７５６９号明細書）は加熱要素用の合金の他にセリウ
ムおよびミツシュ・メタルについて述べている。

ヘッセンブルツフの合金は本発明の合金とは全く異なる
。

ヘッセンブルツフはランタンでなくＣｅを主として用い
、基本組成は異なっており、また彼はＮｂｔ Ｔａｌ
ＡＩｌ ＣおよびＮまたはジルコニウムに対する臨界性
について主張しなかった。

しだがって、公知の従来技術はいずれも組成または概念
の点で本発明を開示していないことが分る。

出来るだけ低いコストで耐酸化性の最適性を得るには１
８％Ｃｒと同様にニッケル＋コバルト約３６％の最小量
が望ましいと考えられる。

特により高い温度でより良い耐酸化性を得るにはより高
い水準のＣｒ ＋ ＮｉおよびＣｏが使用される。

マンガンは有効なスピネル成分であり、したがって好ま
しい実施態様では０．５〜２．０係の範囲で含まれる。

ＭｏもまたＷも必要な強度を与えるために固溶体強化剤
および炭化物生成剤として合金中に混入されるが、しか
しＭｏの最大許容量はＷのそれより小さい。

何となればある重量百分率に対してＭｏの原子量はより
小さいのでＭｏは合金の平均電子空孔濃度（ＮＶ）を増
大させ、通常脆性の原因となる望ましくない位相幾何学
的に緻密に充填された相の生成を促進するからである。

Ｗはその高い密度、コストおよび非常に高い温度におけ
る耐酸化性のために１０係以上は望ましくない。

珪素は本出願人め特許願第９９７３８号明細書に記載さ
れているように最適耐酸化性を得るのに０．２％の最小
水準が必要である。

約０．５係以上の水準では珪素は粒界酸化侵食を促進し
、また冶金安定性に関しても有害である。

本願で明記された水準のジルコニウム化学分析はおそら
く±０．００５重量係程度正確であろう。

したがって、規定したＺｒ範囲０．００１−０．１係は
幾らか不明確であることが認められるが、しかし前記し
たようなジルコニウムの効果は真実である。

約０．１％以上のジルコニウムは合金の液相線−固相線
範囲を広げる傾向があるので大抵の生成物において望ま
しくない。

適当な強度を得だい場合には約０．０５％の最小炭素水
準が必要である。

鍛造製品で適当な後時効延性を保持しようとする場合に
は炭素水準′は０．１６ ％以下、好ましくは０．１５
％以下であることが必要である。

しかしながら、合金を鍛造しようとする場合炭素含量は
約０．７係にもなり得る。

Ｌａの効果は本出願人の特許願第９９７３８号明細書に
もまた本発明にても十分証明されている。

しかしながら、ごく最近の商業的合金よりはるかに優れ
たランタンを含まない合金が見出されたことがこれらの
実施例により証明された。

したがって、本発明の最も広い実施態様においてランタ
ンは任意であると考えることが出来る。

特性の最適性を達成するには、ランタンは前述したよう
に少量であるがしかし有効量で存在することが必要であ
る。

ランタンを用いる場合種々の形たとえばＮｉ。

Ｃｏ ｙ Ｓ ｉまたは他の元素との合金または経済上
から他の「希土類」たとえばセリウムと結合させた不純
な形としてさえも添加することが出来る。

しかしながら、添加混合物のランタン含量は存在する他
の希土類の総計より実質的に犬であることが必要である
。

ランタン、セリウムおよび他の希土類はウロデツクおよ
び他の人々により認められているように等価ではない。

過剰量は合金の「汚れ」、劣った高温加工性および劣っ
た溶接性の原因となる。

前述したような他の付随元素はより穏やかな温度強度を
得るために実施例Ｂのように意図的な添加としてまたは
単にそれらが合金の形成に使用される原料およびスクラ
ップ中の不定元素であるという理由からこの種の合金に
しばしば存在する。

本発明では、これらの元素は総計で０．６％以下の水準
に維持されるのが好ましい。

本発明の優れた品質および予期せぬ特性は下記の実施例
を参照して最も良く理解出来るであろう。

本発明を定義するために使用される合金の化学分析値を
第１表に示す。

合金はすべて市販縁原料を用いる通常３２ｋｇ（７０ｌ
ｂ）ヒートで空気中で最初に誘導加熱溶融した。

合金Ａ−Ｋを直径７６ＣｒｒＬ（３インチ）の電極に鋳
造し、その後電解スラグ再溶融した。

合金Ｌ−Ｔは再溶融し１なかったが、しかし３つの群で
溶融した。

通常、基体合金り、ＯおよびＲの３２ｋｇ（７０１ｂ）
ヒートを溶融した。

最初９．１ｋｇ（２０１ｂ ）のインゴットを鋳造後
、ニオブを添加して合金Ｍをつくってこれを鋳造し、そ
の後さらにニオブを添加して合金Ｎを形成した。

同様にして、合金Ｏの基体溶融物にニオブを添加して合
金ＰおよびＱをつくり、合金Ｒの基体溶融物にニオブを
添加して合金ＳおよびＴをつくった。

合金Ｒ，ＳおよびＴの場合、後で個々にランタンの添加
を行なった。

合金Ａ〜■を合金Ｌ−Ｔおよび合金ＪおよびＫと同様に
して同時に加工した。

鍛造温度は１１２１〜１１７７°Ｇ（２０５０−２１５
０°Ｆ）で；熱間圧延温度は１１２１°Ｃ（２０５０°
Ｆ）であった。

合金の１部を１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）で焼鈍し、
１部を１１７７°Ｃ（２１５０°Ｆ）で焼鈍してこの変
数を評価した。

合金Ａ〜■を２０係冷間圧延して表面仕上げを改良し、
再焼鈍し；合金Ｊ−Ｔを熱間圧延し、焼鈍しそして酸洗
いした状態で試験した。

合金はすべて優れた熱間および冷間加工性を有した。

合金ＵはＡＭＳ５５３２Ｂの必要条件を満たす商業的に
製造された物質の出たら目に選ばれたヒートであった。

動酸化試験の方法は次のようであった： １ 約０．１６ Ｘ’０．９５ Ｘ ７．６ｃｒｔｔ
（約１／１６Ｘ３／８×３インチ）の試料をつくる。

２ 全表面を研摩して１２０グリッド仕上げとし、アセ
トンのような溶剤で脱脂する。

３ 各試料の正確な表面積と重量を測定する。

４ 試料を３ＯＲＰＭで回転するホルダーに入れて約０
．３マツバの速度で移動する油燃焼炎と過剰空気の燃焼
生成物にさらす。

５ 各３０分ではソ周囲温度に冷却する。

６ 試験期間中各２５時間の試験毎に各試料の重量を測
定する。

７ 各試料をベースから５．１ｃｒｒＬ（２インチ）の
点で薄片とし、冶金学的検査のために装着し、連続透過
の深さ、内部酸化の深さおよび未影響部の厚さを光学的
に測定する。

８ 平均重量損失（ｍｇ／ｃＴＬ）を計算する。

９ 影響を受けた金属の全深さを計算する。

これらの静耐酸化性試験の方法は次のようであった： １ 寸法的１．９ Ｘ １．９ＣｒｒＬ（約３／４“Ｘ
３／４′′）および厚さ０．０８〜０．６４ｃｒｎ（０
，０３〜０．２５“の試料をつくる。

２ 全表面を１２０グリッド仕上げに研摩し、アセトン
で脱脂する。

３ 各試料の正確な表面積と重量を測定する。

４ 試料を炉中で一定温度を保持しながら炉の断面ｆｆ
１（ｉｎ２）当り８．８ｄｆｎ”／時（２立方フイ一ト
／時）以上の乾燥空気流にさらし、各２５時間後に試料
を室温に空冷する。

５ 各試料を再秤量する。

６ 試料を塩浴でスケール除去する。

７ 脱スケールした試料を注意深く秤量し、各重量損失
を計算する。

８ 下記の式によりこれらの重量損失数字を「失われた
金属の平均深さ」値に変換する： 動酸化データは第■表に示し、静酸化データは第■表に
示す。

合金Ａ−Ｉからの試験結果および合金Ｕについて示した
最初の値は３回試験からの４つの測定値の平均である。

合金Ｌ−Ｔからの試験結果およびＵについて第２の値は
単一試験からの単一測定値である。

合金り、Ｍ、Ｎはニオブ含量が各々０，０．２４および
０，７０重重量と増大するがしかしタンタルまたはラン
タンを含有しない基体合金を示す。

動環境で酸化のために重量損失はニオブ含量が増大する
につれて増大することが容易に分る。

合金０．ＰおよびＱは名目上ＩＷ１０ Ｔａを含有し、
ランタンを含まずかつニオブ量が各々０．２４ 、０．
４０および０．６０Ｗ１０と増大する基体合金を示す。

Ｎｂが合金系の耐動酸化性に非常に有害であることは明
らかである。

Ｔａを含有する合金ｏ、ｐおよびＱ ＩｒＪ、 Ｔ ａ
を含まない合金り、ＭおよびＮより酸化のために金属損
失量が小さいことが注目される。

合金Ｒ，ＳおよびＴは名目上１．３０Ｗ１０ Ｔａ、名
目上０．０４−０．０６ Ｌａおよびニオブ含量者々０
゜１８，０．３０および０．２６を含有する合金の基体
系列を示す。

再び、ニオブの効果が注目され、しかもその効果は少量
のランタンの存在により弱められる。

合金Ａ−Ｄ、ＦおよびＧは名目上０．５％のＴａ、少量
であるがしかし非常に有効量のランタンを含有しかつニ
オブを実質的に含有しない合金である。

これら合金の酸化重量損失はまず合金Ｈおよび■のそれ
と比較し、最後に合金Ｕについて測定した酸化重量損失
と比較することが必要である。

その結果はニオブが著しく有害であり、タンタルが有害
でなくかつランタンは系の耐酸化性を促進することを結
論として示す。

厳しい動酸化試験からのデータよりさらに２つの効果が
注目される。

第１は少量であるがしかし有効量のジルコニウム（この
場合０．０ＩＷ１０）の耐酸化性に及ぼす効果である。

合金Ｈおよび■は同様であるがただし合金Ｈには鋳造直
前に少量のジルコニウムが添加され、合金■には全く添
加されなかった。

この少量は酸化損失量を２７％減少させた。

第２に、耐酸化性で最適化を達成するには合金中にアル
ミニウムが存在すべきである。

第■表は類似合金Ａ−Ｄ、ＦおよびＧの耐酸化性を比較
する。

相関関係は明白である。合金Ａは商業的製品合金Ｕに比
較すると優れだ耐動酸化性を有するが、しかしこの抵抗
性を最も完全な程度まで最適化するには、合金は少なく
とも約０．ＩＡｌ および少量であるが有効量のジルコ
ニウムを含有することが必要である。

ニオブ、タンタルおよびジルコニウムの耐静酸化性に及
ぼす効果、は第■表のデータでも認めることも出来る。

動酸化試験で認められるＡｌの有利効果は容易に明らか
ではない。

ごく少量のジルコニウムの著しい効果もシート製品の熱
疲れ抵抗で認められた。

また、炭素十窒素の著しい効果も認められた。

１１７７°ｃ（２１５０下）で焼鈍された合金Ａ−Ｉ、
およびＵを次のように試験した： １ 得られる研削マークがシートの縁と平行に走りかつ
研削効果が均一であるように被検シートの縁をパック研
削して名目上厚さ１．６ｃｒｎ（１／１６インチ）およ
び１９ＣｒＩｌ（３平方インチ）のシート試料をつくっ
た。

２１つの群では加熱される試料の縁が前の圧延方向と平
行になりまた第２の試験群では加熱すべき縁は圧延方向
に垂直になるように試料を回転ドラムに装着した。

３ 次いでドラムを約０．３ＲＰＭの速度で回転し、試
料の縁が約１５ｃｆｒＬ（約６“ ）外側円錐を有する
＃７２先端寸法から出る中間オキシアセチレン炎を通過
させ、各試料に半円形加熱域を形成させた。

４ モデル試料に微細な線材熱電対を取り付けて８９９
℃（１６５０’Ｆ）の最高温度を監視した。

５ 最初の割れ開始について熱サイクルを基準として丑
だ全割れ長さをミリメートル（ミル）で試料を評価した
。

熱疲れデータを下記の第Ｖ表に示す。

合金Ａ、ＢおよびＣは炭素＋窒素を除いて実質的に同じ
組成であるから、これらの合金は直接に比較することが
出来る。

合金Ｅ、ＦおよびＧは同様にこの点で比較することが出
来る。

さらに、合金Ｂおよび■を比較することが出来る。

しかしながら、３つの群め各々の部材は群内でのみ比較
すべきである。

何となれば合金Ａ、ＢおよびＣは合金Ｅ、ＦおよびＧよ
りＮｉ＋Ｃｏが少なくまた合金Ｈおよび■はＴａの代り
にニオブを含有するからである。

合金Ａ、ＢおよびＣおよびＥ、ＦおよびＧのデータを別
々に比較すると、Ｃ＋Ｎ含量が各々増大するにつれて割
れ開始の点でも丑だ全割れ長さの点でも疲れ抵抗が増加
することが容易に分る。

すべての中で最も驚くべき発展は合金Ｈがその相対合金
Ｉに比較して顕著な耐熱疲れ性を有するという発見であ
った。

この予期せぬ改良は合金Ｈに添加された少量であるがし
かし有効量のジルコニウムに基づくものである。

合金Ａ−ＣおよびＥ−Ｉの８１６°Ｃ（１５００’Ｆ）
−１８ＫＳＩ における応力破壊試験からのデータを第
４表に示し、試料の平均寿命対Ｃ，ＮおよびＣ＋Ｈを第
１図にプロットする。

参考のためＡＭ８５３３Ｂ明細を満たす合金の資格応力
破壊条件は８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）−１８ＫＳＩ−
２４時間寿命である。

これら合金はすべてこの条件を凌駕する。

これら合金の平均応力破壊寿命をＣまたはＮに対してプ
ロットする場合、明らかな相関関係は見られない。

しかしながら、試料の平均寿命をＣ＋Ｈに対してプロッ
トすると、明確な傾向が現われる。

Ｃ＋Ｈ含量と応力破壊寿命の間には確実な相関関係が存
在する。

明らかに、２つの曲線が展開されるが、しかし両方の曲
線とも応力破壊寿命はＣ＋Ｈの増大と共に増大すること
を示し、Ｃ＋Ｈの水準を０．２０以上、好ましくは０．
２５以上に保持することの望ましさは明らかである。

２つの曲線に対する理由は現在理解されていない。

恐らく、ある種の強化析出物がその差異をもたらしたも
のと考えられる。

電子顕微鏡により試料の幾つかに非常に微細な析出が存
在することが観察された。

６４９°Ｃ（１２００下）および８７１°Ｃ（１６００
°Ｆ）における極限引張強度および０．２係オフセット
降伏強度は同様の相関関係を示す。

ＲＴ、６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）および８７１°Ｃ（
１６００°Ｆ）におけるＡＳＴＭ標準により行った試験
からの引張強度データを第１表に示し、第２〜５図でプ
ロットする。

応力破壊データの場合と同様に、引張強度または降伏強
度をＣまたはＮに対してプロットする際、明らかな相関
関係は存在しない。

しかしながら、データをＣ＋Ｎに対してプロットすると
、非常に良好な相関関係が確立され、ＣおよびＮの合計
量の制御が望ましいことは明らかである。

応力破壊データと同様に２重の曲線が８７１°Ｃ（１６
００″Ｆ）で展開され；この原因はこ＼でも完全に理解
されないが、Ｃ＋Ｈの効果に著しい蓄積効果を付加する
他の機構が作用していることは凝いもない。

その効果は８７１°Ｃ（１６００°Ｆ）で認められるが
６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）では認められない（単一曲
線しか展開されない）という事実はさらに析出現象を示
唆している。

したがって、適当な熱処理により反応を制御することが
予想されるであろう。

窒素は認められた教示と反対に熱影響部割れ（ＨＡＺ
）の低下に有利である。

一般により高水準のガスは溶接性を低下させることが受
は入れられている。

炭素含量は同じであるが窒素含量が異なる合金の対に関
してティグ−アーマ−ジグ（Ｔｉｇ −ａ−ｍａ−ｊｉ
ｇ）試験を行った。

その結果を下記の第■表に示す。

データはある炭素含量で窒素が増大するとＨＡＺが減少
し、高炭素含量ばＨＡＺ割れを促進することを示してい
る。

（好ましい実施態様で炭素限定量が約０．１５％である
ことに対する他の根拠）。

示されたデータおよびその議論は従来知られていないま
たは凝わしかった特質を有する合金が見出されたことを
明らかに説明している。

本発明のある好ましい実施態様を説明したが本発明の範
囲内で種々の変更が可能なことは理解されよう。

【図面の簡単な説明】

第１図は試料の平均寿命対Ｃ，ＮおよびＣ＋Ｈのプロッ
ト線図、第２〜第５図はＲＴ、６４９℃（１２００°Ｆ
）および８７１°Ｇ（１６００°Ｆ）でＡＳＴＭ標準に
より行った試験の引張データのプロット線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １０．０５〜０．７％の炭素、 ０．３係以下のニオブ、 １５〜３０係のコバルト、 １８〜２５係のクロム、 １〜６係のモリブデン、 ０．１０〜０．３０係の窒素、 １５〜３０％のニッケル、 ０．２〜０．８％の珪素、 ０．１〜２係のタンタル、 １〜１０％のタングステンおよび ０．００１〜０．１係のランタン を含み、残部が２３−より以上の鉄と総計が０．６係以
   下の附随不純物とから実質的になる、改良された耐酸化
   性鉄基合金。 ２０．０５〜０．７係の炭素、 ０．３係以下のニオブ、 １５〜３０係のコバルト、 １８〜２５係のクロム、 １〜６係のモリブデン、 ０．１０〜０．３０％の窒素、 １５〜３０係のニッケル、 ０．２〜０．８％の珪素、 ０．１〜２係のタンタル、 １〜１０係のタングステン、 ０．００１〜０．１係のランタン、および２係以下のマ
   ンガン、０．３％以下のンルコニウウムそして０．５％
   以下のアルミニウムから選んだ少なくとも１種を含み、
   残部が２３係より以上の鉄と総計が０．６％以下の附随
   不純物とから実質になる、改良された耐酸化性鉄基合金
   。