JPS61153262A - 鉄−ニツケル−クロム合金 - Google Patents
鉄−ニツケル−クロム合金Info
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- JPS61153262A JPS61153262A JP25212685A JP25212685A JPS61153262A JP S61153262 A JPS61153262 A JP S61153262A JP 25212685 A JP25212685 A JP 25212685A JP 25212685 A JP25212685 A JP 25212685A JP S61153262 A JPS61153262 A JP S61153262A
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- molybdenum
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- approximately
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
発明の技術分野
本発明は、高度の耐浸炭性(resistance t
。
。
emrburizatlon)によって特徴づけられか
つ他の望ましい冶金性の組み合わせ、例えば高温、約l
ざOθ〜−〇00°F(約912−約1093℃)での
構造安定性、熱間加工されるとともに冷間加工される能
力、良好な耐食性、例えば耐塩化物性などを与えル新規
の鉄−ニッケルークロA (Fe−Ni −Cr )
合金に関する。
つ他の望ましい冶金性の組み合わせ、例えば高温、約l
ざOθ〜−〇00°F(約912−約1093℃)での
構造安定性、熱間加工されるとともに冷間加工される能
力、良好な耐食性、例えば耐塩化物性などを与えル新規
の鉄−ニッケルークロA (Fe−Ni −Cr )
合金に関する。
既知のように1鉄基ニツケル一クロム合金は、7以上(
そして適度)の強度、延性、耐食性などの理由で多数の
興なる応用において広く使用されている。このような特
質にも拘らず、この種の合金は、一般に浸炭によって引
き起される破壊的犠牲に満足に抵抗する能力がないこと
、即ち合金構造が表面から内方Kit境的罠劣化される
現象、をこうむる。その結果、合金の荷重支承能力は、
損われた強度(応力破壊、クリープ)、低下された延性
などによって明示されるように悪影響される。
そして適度)の強度、延性、耐食性などの理由で多数の
興なる応用において広く使用されている。このような特
質にも拘らず、この種の合金は、一般に浸炭によって引
き起される破壊的犠牲に満足に抵抗する能力がないこと
、即ち合金構造が表面から内方Kit境的罠劣化される
現象、をこうむる。その結果、合金の荷重支承能力は、
損われた強度(応力破壊、クリープ)、低下された延性
などによって明示されるように悪影響される。
通常、初期攻撃は、粒界に沿っており、そしてこのこと
は、破損を促進するか、その操作環境からの所定の合金
成分の少なくとも時期尚早の除去を促進する傾向がある
。
は、破損を促進するか、その操作環境からの所定の合金
成分の少なくとも時期尚早の除去を促進する傾向がある
。
いずれにしても、浸炭問題が他の性質を悪化せずに実質
上最小限にできるならば、このような合金は、石油化学
および石炭ガス化分野、エチレン熱分解などの応用(合
金が炭素質環境と高温との組み合わせにさらされる領域
)用の拡大された用途を見出すであろう。
上最小限にできるならば、このような合金は、石油化学
および石炭ガス化分野、エチレン熱分解などの応用(合
金が炭素質環境と高温との組み合わせにさらされる領域
)用の拡大された用途を見出すであろう。
しかし、耐浸炭性の問題を扱う際には、ここで意図され
るような他の所望の性質、例えば長期間にわたっての高
温構造安定性、高温応力−破壊強度、加工性などを犠牲
にして成功を達成するととは、自滅的であろう。
るような他の所望の性質、例えば長期間にわたっての高
温構造安定性、高温応力−破壊強度、加工性などを犠牲
にして成功を達成するととは、自滅的であろう。
発明の概要
特殊な化学組成を有しかつ鉄、ニッケル、クロム、モリ
ブデンおよび炭素およびここに記載の成る他の成分の注
意深く相関されたチを含有する鉄−ニッケル−クロム合
金は、少なくとも7goθ〜、2oo(17oF (約
9g:l 〜約109.3℃)程度ノ温度水準で(+)
顕著に高められた耐浸炭性材料を生ずることが今や発見
されている。更に、本発明の合金は、(1)加工可能で
あり、(Il+)シグマなどの有害量の位相幾何学的最
密充填相を時期尚早に形成する傾向がな(、そして(1
v)高温への露出時に実質的期間にわたって構造安定性
を与える。更に、合金は、(v)溶接可能であり、そし
て(vl)侵食腐食性媒体中での高度の耐孔食性を与え
る。
ブデンおよび炭素およびここに記載の成る他の成分の注
意深く相関されたチを含有する鉄−ニッケル−クロム合
金は、少なくとも7goθ〜、2oo(17oF (約
9g:l 〜約109.3℃)程度ノ温度水準で(+)
顕著に高められた耐浸炭性材料を生ずることが今や発見
されている。更に、本発明の合金は、(1)加工可能で
あり、(Il+)シグマなどの有害量の位相幾何学的最
密充填相を時期尚早に形成する傾向がな(、そして(1
v)高温への露出時に実質的期間にわたって構造安定性
を与える。更に、合金は、(v)溶接可能であり、そし
て(vl)侵食腐食性媒体中での高度の耐孔食性を与え
る。
前記のことに加えて、本発明の合金は、高められた耐酸
化性、即ち合金表面が酸素含有環境中で高温において攻
撃を受ける現象に対する抵抗性を与えることも見出され
ている。酸化すると、材料は、連続的に目減りを受け、
表面は「剥離する」。
化性、即ち合金表面が酸素含有環境中で高温において攻
撃を受ける現象に対する抵抗性を与えることも見出され
ている。酸化すると、材料は、連続的に目減りを受け、
表面は「剥離する」。
予期されるであろうよ5に、酸化問題は、「薄い断面の
」圧延製品形態、ストリップ、シート、薄壁管類などで
特に鋭い。
」圧延製品形態、ストリップ、シート、薄壁管類などで
特に鋭い。
発明の詳細な説明
一般に、本発明は、ニッケル約評%〜3Sチ、り四ム約
/?〜sa%、モリブデン約7.5〜II、t%、炭素
約0.7λチ以下、マンガン/、!チまたはコ、jチま
で、アルミニウムフチまで、チタンフチまで、ケイ素/
%まで、窒素的0.3 %まで、残部本質上鉄を含有す
る鉄−ニッケル−クロム合金を意図する。鉄含量を言及
する際に本明細書で使用される「残部」または「残部本
質上」なる表現は、付随的成分、例えば脱酸元素および
クリーニング元素、およびそれに関連する通常の不純物
(合金の基本特性に悪影響を及ぼさない量)として通常
存在する他の元素の存在を排除しない。
/?〜sa%、モリブデン約7.5〜II、t%、炭素
約0.7λチ以下、マンガン/、!チまたはコ、jチま
で、アルミニウムフチまで、チタンフチまで、ケイ素/
%まで、窒素的0.3 %まで、残部本質上鉄を含有す
る鉄−ニッケル−クロム合金を意図する。鉄含量を言及
する際に本明細書で使用される「残部」または「残部本
質上」なる表現は、付随的成分、例えば脱酸元素および
クリーニング元素、およびそれに関連する通常の不純物
(合金の基本特性に悪影響を及ぼさない量)として通常
存在する他の元素の存在を排除しない。
本発明を実施する際に、モリブデンは、耐浸炭性を最大
限にする際に主要な正の役割を果たす。
限にする際に主要な正の役割を果たす。
有利には、モリブデンは、最適の耐浸炭性を技す際(約
、2−以上の量に維持されるべきである。クチをかなり
超えるチは、コストを考慮すると、認知できる利点を与
えない。しかしながら、耐食性、特に耐塩化物性が重要
である場合には、モリブデンは、約6%程度であること
ができる。
、2−以上の量に維持されるべきである。クチをかなり
超えるチは、コストを考慮すると、認知できる利点を与
えない。しかしながら、耐食性、特に耐塩化物性が重要
である場合には、モリブデンは、約6%程度であること
ができる。
クロムは、耐食性を付与するが、約コlI%またはx%
を超えるべきではない。その理由は、それが高温でのシ
グマ形成および付随の脆化問題をもたらすからである。
を超えるべきではない。その理由は、それが高温でのシ
グマ形成および付随の脆化問題をもたらすからである。
X) −:13%の範囲が、全く満足である。モリブデ
ンもシグマ形成をもたらすので、クロムとモリブデンと
の合計含量は、好ましくは 26チまたは27%を
超えない。高温応用が包含され。
ンもシグマ形成をもたらすので、クロムとモリブデンと
の合計含量は、好ましくは 26チまたは27%を
超えない。高温応用が包含され。
ない場合には、クロム+モリブデンは、a9q6に増量
され得る。
され得る。
ニッケルは、良好な加工性および機械的性質に寄与する
。万一ニッケル量が211%よりもかなり少ない場合に
は、特罠りpムおよび/またはモリブデンがそれらのそ
れぞれの範囲の高端であるならば、合金の安定性は損わ
れることがある。一方1.75%よりも高いニッケルチ
は、著しい性質劣化なしに探査されているが(+、2%
まで)、ニッケルはコストを上げる。−ざチ〜33%の
ニッケル範囲が、最も有益であると考えられる。′ 過剰、例えば0.3%の炭素は、耐孔食性を傷つける。
。万一ニッケル量が211%よりもかなり少ない場合に
は、特罠りpムおよび/またはモリブデンがそれらのそ
れぞれの範囲の高端であるならば、合金の安定性は損わ
れることがある。一方1.75%よりも高いニッケルチ
は、著しい性質劣化なしに探査されているが(+、2%
まで)、ニッケルはコストを上げる。−ざチ〜33%の
ニッケル範囲が、最も有益であると考えられる。′ 過剰、例えば0.3%の炭素は、耐孔食性を傷つける。
更に、加工性は、悪影響される。しかしながら、炭素は
、強度および他の性質を高め、従って約o、o/Iまた
はo、oh〜O01%の範囲が明確に有利であると考え
られる。
、強度および他の性質を高め、従って約o、o/Iまた
はo、oh〜O01%の範囲が明確に有利であると考え
られる。
加工性および他の利益のために、チタンは存在すべきで
あるが、ltsよりも多い量は必要ではない。O0/ま
たはOo−〜O0り5%の範囲が、全(有益である。ア
ルミニウムは、脱酸剤として、そして加工性のための助
剤として使用され得る。O6θj〜0,2%の範囲が、
全く満足である。
あるが、ltsよりも多い量は必要ではない。O0/ま
たはOo−〜O0り5%の範囲が、全(有益である。ア
ルミニウムは、脱酸剤として、そして加工性のための助
剤として使用され得る。O6θj〜0,2%の範囲が、
全く満足である。
このように炭素、チタン、およびアルミニウム並びに高
率成分(Mo、 Cr、 Ni )を制御することによ
って、合金は、加工可能であるだけではなく、空気溶融
法を使用して製造され得る。このことは、真空加工が排
除されることを意味せず、前者よりも経済的利点がある
。
率成分(Mo、 Cr、 Ni )を制御することによ
って、合金は、加工可能であるだけではなく、空気溶融
法を使用して製造され得る。このことは、真空加工が排
除されることを意味せず、前者よりも経済的利点がある
。
マンガンおよびケイ素のような成分に関しては、両者は
、それぞれJ%まで、および/チまでの量で存在できる
。より多い量は、不要である。耐酸化性が重要である場
合には、マンガンは、約o、b優を超えるべきではない
。マンガンは、特にその範囲の高端において溶接性を促
進し、そしてアルミニウムはその範囲の低端において促
進する。窒素、即ち強力なオーステナイトパー7オーマ
ー(performer)は、存在できると考えられ、
θ、oh〜O0λ3チの範囲が満足であると考えられる
。窒素は、少ないニッケル量において有益であると考え
られる。
、それぞれJ%まで、および/チまでの量で存在できる
。より多い量は、不要である。耐酸化性が重要である場
合には、マンガンは、約o、b優を超えるべきではない
。マンガンは、特にその範囲の高端において溶接性を促
進し、そしてアルミニウムはその範囲の低端において促
進する。窒素、即ち強力なオーステナイトパー7オーマ
ー(performer)は、存在できると考えられ、
θ、oh〜O0λ3チの範囲が満足であると考えられる
。窒素は、少ないニッケル量において有益であると考え
られる。
以下の情報およびデータは、本発明の例示として与えら
れる。
れる。
耐浸炭性
各種の組成の試料1Qkyを空気溶融し、そして鍛造し
た。組成を表IK与える。合金A、BおよびCは、本発
明の範囲外であり、そして合金lおよびコは、本発明の
範囲内である。
た。組成を表IK与える。合金A、BおよびCは、本発
明の範囲外であり、そして合金lおよびコは、本発明の
範囲内である。
表■
A O00/ 0,0& 、2/、0/ 3/、III
O,JFI 00J00./4t 012JB
O69:1 0.06 M、91. .7J
、/4 0.3り 0.3:1 0.//
0./E/ /、91 0./I Jθ、
!? 32.2り 0.Jk Oo;u
0021. 0.コクコ 、7,91I O
1/(1/9.L7 3:1.4I9 0.J/
0.B O,J7 0,32残部鉄+不純物、
例えば硫黄およびリン前記合金組成に関して、それらを
ガス状浸炭試験に付した。この試験においては、試験片
を機械加工して直径約7インチ(約7.コクctL)お
よび長さ1インチ(約コ、!r4t’crrL)のシリ
ンダーとした。
O,JFI 00J00./4t 012JB
O69:1 0.06 M、91. .7J
、/4 0.3り 0.3:1 0.//
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!? 32.2り 0.Jk Oo;u
0021. 0.コクコ 、7,91I O
1/(1/9.L7 3:1.4I9 0.J/
0.B O,J7 0,32残部鉄+不純物、
例えば硫黄およびリン前記合金組成に関して、それらを
ガス状浸炭試験に付した。この試験においては、試験片
を機械加工して直径約7インチ(約7.コクctL)お
よび長さ1インチ(約コ、!r4t’crrL)のシリ
ンダーとした。
これらをトレーに入れ、そしてマツフル屋炉に入れた。
温度は1goo’Fc約91−℃)であった。、2チメ
タン+水素のガス状雰囲気を使用して、試験な100時
間行った。露出後、試料を本焼ぎ入れし、次いで秤量し
て重量増加データを確定した。結果を表■に報告する。
タン+水素のガス状雰囲気を使用して、試験な100時
間行った。露出後、試料を本焼ぎ入れし、次いで秤量し
て重量増加データを確定した。結果を表■に報告する。
表■
A O00/ //、りB
O09コ 9.3 1/、9g 6.3 コ J、91IA、コ Cり、ざ7 4t、9 表■中のデータかられかるよ5に、むしろ劇的な改善が
合金lおよびコに関して耐浸炭性の点で得られた。合金
C(Mo 7.1%は、若干の更なる改善を示したが、
このようなモリブデン量に関連するコストは、商業的ス
ケールでのこのようなチを多分是認しないであろう。
□ 重量増加は、本質上、炭素のどの位多くの原子が効果の
深さには関係ないが吸収されているかの尺度である。こ
のように、濃度マS深さのプロフィルを測定し、そして
第7図は、この情報を示す。
O09コ 9.3 1/、9g 6.3 コ J、91IA、コ Cり、ざ7 4t、9 表■中のデータかられかるよ5に、むしろ劇的な改善が
合金lおよびコに関して耐浸炭性の点で得られた。合金
C(Mo 7.1%は、若干の更なる改善を示したが、
このようなモリブデン量に関連するコストは、商業的ス
ケールでのこのようなチを多分是認しないであろう。
□ 重量増加は、本質上、炭素のどの位多くの原子が効果の
深さには関係ないが吸収されているかの尺度である。こ
のように、濃度マS深さのプロフィルを測定し、そして
第7図は、この情報を示す。
第1図は、本質的に表■のデータを確認する。明示され
るように、モリブデンチが増大するにつれて、より少な
い拡散を示す浸透プロフィル収縮が生じている。
るように、モリブデンチが増大するにつれて、より少な
い拡散を示す浸透プロフィル収縮が生じている。
第一図は、表面ポテンシャルマーモリブデン含量を示す
。このことは、炭素拡散に対するモリブデンの化学的効
果、詳細には表面におけるガス−金属反応、即ち炭素溶
解度または炭素活性係数に対するモリブデンの効果とみ
なされ得る。表面ポテンシャルは、少なくとも4(%ま
ではモリブデンの全(線形に減少する関数であるらしい
。モリブデンj%における挙動は、明らかには理解され
ない。
。このことは、炭素拡散に対するモリブデンの化学的効
果、詳細には表面におけるガス−金属反応、即ち炭素溶
解度または炭素活性係数に対するモリブデンの効果とみ
なされ得る。表面ポテンシャルは、少なくとも4(%ま
ではモリブデンの全(線形に減少する関数であるらしい
。モリブデンj%における挙動は、明らかには理解され
ない。
本発明者等は、モリブデンが炭素拡散係数な減少するこ
とも確認している。
とも確認している。
耐酸化性
表■(化学組成)および■(データ)は、本発明の合金
vs+幾分類似の組成の商業的(コントロール)合金の
耐酸化挙動の比較を与える。
vs+幾分類似の組成の商業的(コントロール)合金の
耐酸化挙動の比較を与える。
酸化試験は、平鋼に鍛造され、熱間圧延されて0 、j
/;インチ(約O6り9コcIrL)とされ、モして冷
間圧延されて0.723インチ(約θ、3ttcrn)
とされた試料(空気溶融)/+kgを使用しての循環酸
化の試験であった。試験は、試験が完了されるまで、試
験片を、2000″F(約10?3℃)でlS分間加熱
し、空気中で3分間冷却し、再び5ooo下(約709
3℃)に加熱し、is分間保持し、再び空気中で3分間
冷却することからなっていた。試験片を100時間間隔
でチェックした。試験前に、試験片を2iso′F(約
1177℃)で焼鈍し、モして本焼ぎ入れした。
/;インチ(約O6り9コcIrL)とされ、モして冷
間圧延されて0.723インチ(約θ、3ttcrn)
とされた試料(空気溶融)/+kgを使用しての循環酸
化の試験であった。試験は、試験が完了されるまで、試
験片を、2000″F(約10?3℃)でlS分間加熱
し、空気中で3分間冷却し、再び5ooo下(約709
3℃)に加熱し、is分間保持し、再び空気中で3分間
冷却することからなっていた。試験片を100時間間隔
でチェックした。試験前に、試験片を2iso′F(約
1177℃)で焼鈍し、モして本焼ぎ入れした。
酸化物を/:10グリツド(grit)に研削すること
によって除去した。
によって除去した。
わかるように、本発明の合金は、コントロール合金に非
常に好都合に匹適した。マンガンを少量、即ちo、6%
未満またはo、s%未満に維持することは、高められた
耐酸化性に寄与する。
常に好都合に匹適した。マンガンを少量、即ちo、6%
未満またはo、s%未満に維持することは、高められた
耐酸化性に寄与する。
0.030インチ(約o、otb cm )の薄いゲー
ジシートの形態の合金ダについての循環酸化試験も、表
■に示されるようにコントロール合金AIに好都合に匹
適した。
ジシートの形態の合金ダについての循環酸化試験も、表
■に示されるようにコントロール合金AIに好都合に匹
適した。
表V
1000〒(約r3t ’c )循環酸化データ、0.
030インチ(OoOりAcWL)のシート合金100
br、コ00br、 300hr、4K)Ohr、!;
00br、 700br、1000br。
030インチ(OoOりAcWL)のシート合金100
br、コ00br、 300hr、4K)Ohr、!;
00br、 700br、1000br。
ダ +/j −0,/ −2/、/
−=6.ダ 4tコ、S −7,!iJ
−9に、3簀−0,/1!ゲージ 湾曲が多分冷却時に生じて酸化物スケール形成の傾向を
増大するので、薄いゲージ試験片の試験は、顕著に更に
難しい。
−=6.ダ 4tコ、S −7,!iJ
−9に、3簀−0,/1!ゲージ 湾曲が多分冷却時に生じて酸化物スケール形成の傾向を
増大するので、薄いゲージ試験片の試験は、顕著に更に
難しい。
構造(相)安定性
各種の衝撃(衝撃を吸収する能力)試験の結果を以下の
表■に与える。シャルピーVノツチ衝撃試験は、合金が
高温に長期間さらされる時に脆化を受けるかどうかを予
測する手段として、しばしば使用される。
表■に与える。シャルピーVノツチ衝撃試験は、合金が
高温に長期間さらされる時に脆化を受けるかどうかを予
測する手段として、しばしば使用される。
1000時間の試験期間は、通常、十分に厳しいと考え
られるが、また試験を/1I00°F(約7Aθ℃)オ
ヨヒ/3000F(約す16℃)ノ温度ニオイテ300
0時間行った。試験された合金の組成を表■に与える。
られるが、また試験を/1I00°F(約7Aθ℃)オ
ヨヒ/3000F(約す16℃)ノ温度ニオイテ300
0時間行った。試験された合金の組成を表■に与える。
表■
3 /、l:9θ、θz xt、tコ32.730.3
/ 0.3−〇、0デBal。
/ 0.3−〇、0デBal。
II 3.92 0.(M X)、11
32,37 0.110 0.:19 0.(
M Bal。
32,37 0.110 0.:19 0.(
M Bal。
Dり、4.20.0’l X)、703コ、1I00,
31θ、2g O,01Bal。
31θ、2g O,01Bal。
表■
温度 時間 シャルピーVノツチ
(フィート・ボンド)
/100 1000 //ダ りI
t lt/4I00 1000 4k
、t4 3ilIoθ 3000 90
/ダ 簀/100 1000 f
f7 36 畳/!00 3000
1!:/ /り 畳昔 中止 すべての試料を露出前にs/ho6Fc約//クク℃)
で焼鈍し、そして水焼き入れ。
t lt/4I00 1000 4k
、t4 3ilIoθ 3000 90
/ダ 簀/100 1000 f
f7 36 畳/!00 3000
1!:/ /り 畳昔 中止 すべての試料を露出前にs/ho6Fc約//クク℃)
で焼鈍し、そして水焼き入れ。
表■から明らかなように、本発明の合金(合金3および
lI)は、早期脆化に対して全く抵抗性であった。5o
oo時間の試験時さえ、本発明の合金は、満足に遂行し
た。合金D (Mo 9.42% )は、/1I000
F(約tbo℃) / 100 hr で耐えられなか
った。それは、シグマ傾向であった。
lI)は、早期脆化に対して全く抵抗性であった。5o
oo時間の試験時さえ、本発明の合金は、満足に遂行し
た。合金D (Mo 9.42% )は、/1I000
F(約tbo℃) / 100 hr で耐えられなか
った。それは、シグマ傾向であった。
安定性を更に研究するために、商業的大ぎさ〔tnoボ
ンド(約xoIIkg))の遠心的に鋳造された中空ビ
レットを押し出して管殻として、モして冷間加工して直
径、2..2!インチ(約5.72鋼)×肉厚ρ、27
0インチ(約o、bgt、crn)の管とした(組成二
〇、θA C,0,03’Mn 、 (1;l、J、?
Si 、 3/、9fNi 。
ンド(約xoIIkg))の遠心的に鋳造された中空ビ
レットを押し出して管殻として、モして冷間加工して直
径、2..2!インチ(約5.72鋼)×肉厚ρ、27
0インチ(約o、bgt、crn)の管とした(組成二
〇、θA C,0,03’Mn 、 (1;l、J、?
Si 、 3/、9fNi 。
コ/、jj Cr 、 0./l Al 、θ、、?、
2 Ti 、 3./2 Mo、IFe残部)、試験片
を試験前に28so′Fc約//7り℃)で1時間焼鈍
し、そして空冷した。管を/−〇〇°F(約All9”
C)//2 KSIでム、3?ダ時間(3年)の非常に
長い期間破断試験し、次いで中止した。破損は、生じな
かった。金属組織研究は、M23C6炭化物および粒子
内のシグマの非常に微細な粒子を示した。これらは、特
に脆化が生じているかどうかを確かめるために試験片の
一部分が万力に入れられかつ曲げられたので、特に害が
ないと考えられた。試験片の延性は、自明であった。
2 Ti 、 3./2 Mo、IFe残部)、試験片
を試験前に28so′Fc約//7り℃)で1時間焼鈍
し、そして空冷した。管を/−〇〇°F(約All9”
C)//2 KSIでム、3?ダ時間(3年)の非常に
長い期間破断試験し、次いで中止した。破損は、生じな
かった。金属組織研究は、M23C6炭化物および粒子
内のシグマの非常に微細な粒子を示した。これらは、特
に脆化が生じているかどうかを確かめるために試験片の
一部分が万力に入れられかつ曲げられたので、特に害が
ないと考えられた。試験片の延性は、自明であった。
溶接性
溶接性用の組成を表■に与える。これに関連して、2種
の合金系列を評価した。一方はアルミニウムおよびマン
ガンの変化を包含しく合金5−r)、他方(合金A、
B、 /、コ、およびC)はモリブデンの効果を探究し
た。
の合金系列を評価した。一方はアルミニウムおよびマン
ガンの変化を包含しく合金5−r)、他方(合金A、
B、 /、コ、およびC)はモリブデンの効果を探究し
た。
材料は、厚さ一インチ(約1.コアcIrL)x幅λイ
ンチ(約3.0gcrrL)の熱間鍛造平鋼として与え
られた。
ンチ(約3.0gcrrL)の熱間鍛造平鋼として与え
られた。
これらの平鋼は、ベアストレイント(Varestra
lnt)試験試料用にオーバーホールされ、そして圧延
されて厚さ0.310インチ(約Q、り1cIrL)X
幅−インチ(約S、OざcrIL)とした。比較の目的
で周知の商業的合金(コン)o−ル)が包含される。
lnt)試験試料用にオーバーホールされ、そして圧延
されて厚さ0.310インチ(約Q、り1cIrL)X
幅−インチ(約S、OざcrIL)とした。比較の目的
で周知の商業的合金(コン)o−ル)が包含される。
表■
@ i、Mo CCr NI TI AI Mn−
F艷A O00/ 0,0& 、2/、0/ 3/、評
0.310,300./u Bal。
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B O,9λ0.01. X)、’?t 、72./4
θ、、?? 0.3−〇、// tt/ /、
?!: 0./:1 20.J7 3:1..
27 0.3!r O,160,:1/、
p、23.9’I O,/’I /9,9332.’
190.3/ 0.訂0,37 //Cり、t7 0.
// コ0.3コ 3コ、II!; 0.3ダ
0,3/ 0.30 #!r 、?、
?、? 0.0! 、10.Jλ 3λ、/
4t O,≠0 0.−7 0.θり 〃A
3j20,0! 2/、0131.B O,3/ 0
,010./!; IIり 3.9θ 0,0
! 20.!0 3コ、l弘 0.侵 0.
30 0)A lt 3.ざ7 0.0
g 20.ざg 3コ、コt <7.−ざ 0
.0グ 0.に& 1苦 銅θ、olI%含有
。すべてのヒー)(heats)は、少量のStを含有
。Bal =残部および不純物。
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。すべてのヒー)(heats)は、少量のStを含有
。Bal =残部および不純物。
移動速度5インチ(約l:l。りcm ) /分、/9
0にのアンペア数および/36g〜/3.OVの範囲に
わたっての電圧を使用した。ベアストレイント試験、即
ち比較的者しい厳格さの試験を半径goインチ(約/1
7cm)および3インチ(約AJ、!rcrIL)のブ
ロックの両方について行った。結果を表■に与える。
0にのアンペア数および/36g〜/3.OVの範囲に
わたっての電圧を使用した。ベアストレイント試験、即
ち比較的者しい厳格さの試験を半径goインチ(約/1
7cm)および3インチ(約AJ、!rcrIL)のブ
ロックの両方について行った。結果を表■に与える。
MCL −最長亀裂長さ
TCL−合計亀裂長さ
アンペア数 /90
電圧 /3.s〜15.O
移動速度 Sインチ(約/:1.7am ) /分すべ
ての試験片は、商業的コン)a−ル合金と少なくとも同
程度に(更に)満足に遂行した。モリブデン系列のうち
、高モリブデン材料(合金C1Mo 7.t7 ’It
)は、更に亀裂を受けやすかった。
ての試験片は、商業的コン)a−ル合金と少なくとも同
程度に(更に)満足に遂行した。モリブデン系列のうち
、高モリブデン材料(合金C1Mo 7.t7 ’It
)は、更に亀裂を受けやすかった。
Al/Mn 系列に関しては、低アルミニウム高マンガ
ン材料(合金t)は、最も耐亀裂性であった。
ン材料(合金t)は、最も耐亀裂性であった。
従って、本発明の範囲内のモリブデンを使用することに
よって、特に低アルミニウム(o、olI−o、3g)
および高マンガン、例えば0.3〜θ、4’%の場合に
1溶接性が改善される。
よって、特に低アルミニウム(o、olI−o、3g)
および高マンガン、例えば0.3〜θ、4’%の場合に
1溶接性が改善される。
耐孔食性
表Xに報告されるデータは、耐孔食性の指示を・与える
。試料な冷間圧延して0. /、2&インチ(約0.3
/gcm”)とし、そして:i/5o6Fc約/7クク
℃)またはコ3Sθ下(約tstt”c’)のいずれか
で7時間焼鈍し、その後本焼き入れした。3コoグリツ
ドに研削することによって試験片〔約フインチ×3イン
チ(約/り、ffcIILX約7jcIrL):lを調
製し、次イテ?t″F(約3r’c)において酸性化l
θ0g % Fe Cl 3・6H20中で7時間さら
した〔スミス(Smith)試験〕。露出後、単位表面
積当たりの目減りを測定し、そして試験片をピットの外
観について視覚的に評価した。
。試料な冷間圧延して0. /、2&インチ(約0.3
/gcm”)とし、そして:i/5o6Fc約/7クク
℃)またはコ3Sθ下(約tstt”c’)のいずれか
で7時間焼鈍し、その後本焼き入れした。3コoグリツ
ドに研削することによって試験片〔約フインチ×3イン
チ(約/り、ffcIILX約7jcIrL):lを調
製し、次イテ?t″F(約3r’c)において酸性化l
θ0g % Fe Cl 3・6H20中で7時間さら
した〔スミス(Smith)試験〕。露出後、単位表面
積当たりの目減りを測定し、そして試験片をピットの外
観について視覚的に評価した。
n、 d、=測定せず
表Xかられかるように、多量の炭素は、耐孔食性に有害
である。それは、モリブデンによって付与される耐孔食
性を傷つける。従って、耐食性が重要である場合には、
炭素は、約o、lコチを超えるべぎではない。また、こ
のような目的で、モリブデンは、6%に増量され得る。
である。それは、モリブデンによって付与される耐孔食
性を傷つける。従って、耐食性が重要である場合には、
炭素は、約o、lコチを超えるべぎではない。また、こ
のような目的で、モリブデンは、6%に増量され得る。
耐浸炭性および他の特質に無関係に、合金が加工不可能
であるならば、はとんど実用性を見出さないであろう。
であるならば、はとんど実用性を見出さないであろう。
しかしながら、本発明の合金は、熱間加工可能であると
ともに冷間加工可能である。
ともに冷間加工可能である。
表■の合金3、ダおよびDを使用することによって、こ
れらの合金は、容易に鍛造し、そして鍛造品は検査時に
高品質を有していた。
れらの合金は、容易に鍛造し、そして鍛造品は検査時に
高品質を有していた。
所定の焼鈍温度の場合の硬さデータを表Mに与える。冷
間加工状態での硬さも包含される。これに関連して、試
験片を表■に与えられた厚さから厚さ約o、i、zr(
約0.3/ざcrIL)に冷間圧延した。
間加工状態での硬さも包含される。これに関連して、試
験片を表■に与えられた厚さから厚さ約o、i、zr(
約0.3/ざcrIL)に冷間圧延した。
表■
j ;1/!rO// hr、 b&、!r
Jjq 、28ro/l hr、 り
/、j’ 、7.7D コ/!10/
/ hr、 141.r 33表1 、? 0.kill O8/;14
74’I 00lI73
0./−773D O0!00
0./コ5 7j表■および■からの両
方のデータを考慮すると、硬さ測定値は、合金が比較的
容易に加工できることを示す。表■から、60tsより
も高い冷間減少が中間焼鈍なしに達成できたことがわか
るであろう。
Jjq 、28ro/l hr、 り
/、j’ 、7.7D コ/!10/
/ hr、 141.r 33表1 、? 0.kill O8/;14
74’I 00lI73
0./−773D O0!00
0./コ5 7j表■および■からの両
方のデータを考慮すると、硬さ測定値は、合金が比較的
容易に加工できることを示す。表■から、60tsより
も高い冷間減少が中間焼鈍なしに達成できたことがわか
るであろう。
このことは、硬さのデーターと一緒に、合金が優秀な冷
間加工性および低い加工硬化速度を有することを示す。
間加工性および低い加工硬化速度を有することを示す。
高炭素が加工性に有益ではないことが加えられるかも知
れない。
れない。
本発明は、好ましい具体例に関連して記載されているが
、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形を施すこと
かできることか理解されるべぎである。このような修正
および変形は、本発明の権限および範囲内であるとみな
される。
、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形を施すこと
かできることか理解されるべぎである。このような修正
および変形は、本発明の権限および範囲内であるとみな
される。
第1図バー%CH4+ H2中でtproo”Fc約?
ffJ’C)において100時間浸炭されたJJ Ni
−,2/ Cr合金の場合の炭素vs深さプロフィル
を示すグラフ、第2図はlざoo”p(約9tコ℃)で
、?、2 Ni −,2/ Cr合金への炭素拡散時の
表面ポテンシャルに対するモリブデン含量の効果を示す
グラフである。
ffJ’C)において100時間浸炭されたJJ Ni
−,2/ Cr合金の場合の炭素vs深さプロフィル
を示すグラフ、第2図はlざoo”p(約9tコ℃)で
、?、2 Ni −,2/ Cr合金への炭素拡散時の
表面ポテンシャルに対するモリブデン含量の効果を示す
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、良好な耐浸炭性並びに高温での構造安定性によって
特徴づけられる鉄−ニッケル−クロム合金であって、重
量比で、ニッケル約28〜35%、クロム20〜24%
、モリブデン1.5%〜4.5%、炭素0.12%まで
、チタン1%まで、アルミニウム1%まで、マンガン2
%まで、ケイ素1%まで、および残部が本質上鉄からな
ることを特徴とする、鉄−ニッケル−クロム合金。 2、ニッケル29〜33%、クロム20.5〜23%、
モリブデン約2〜4%、炭素0.04〜0.1%および
チタン0.2〜0.75%を含有する、特許請求の範囲
第1項に記載の合金。 3、クロムとモリブデンとの和が、26%を超えない、
特許請求の範囲第1項に記載の合金。 4、溶接性が、アルミニウム0.5%までとマンガン0
.5〜1%との組み合わせによって高められる、特許請
求の範囲第1項に記載の合金。 5、良好な耐浸炭性並びに高温での構造安定性によって
特徴づけられる鉄−ニッケル−クロム合金であって、重
量%でニッケル約24〜35%、クロム19〜25%、
モリブデン1.5%〜約6%、炭素0.12%まで、チ
タン1%まで、アルミニウム1%まで、マンガン2%ま
で、ケイ素1%まで、および残部が本質上鉄からなるこ
とを特徴とする、鉄−ニッケル−クロム合金。 6、窒素約0.25%までを含有する、特許請求の範囲
第5項に記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US67076784A | 1984-11-13 | 1984-11-13 | |
US670767 | 1984-11-13 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61153262A true JPS61153262A (ja) | 1986-07-11 |
Family
ID=24691783
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25212685A Pending JPS61153262A (ja) | 1984-11-13 | 1985-11-12 | 鉄−ニツケル−クロム合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP0184038A1 (ja) |
JP (1) | JPS61153262A (ja) |
CA (1) | CA1263041A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0483842A (ja) * | 1990-07-26 | 1992-03-17 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐高温腐食性に優れるFe―Ni系合金およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2705689B1 (fr) * | 1993-05-28 | 1995-08-25 | Creusot Loire | Acier inoxydable austénitique à haute résistance à la corrosion par les milieux chlorurés et sulfuriques et utilisations. |
Citations (8)
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JPS54110917A (en) * | 1978-02-21 | 1979-08-30 | Hitachi Metals Ltd | Improvement of feeniicr alloy |
JPS5741356A (en) * | 1980-08-23 | 1982-03-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenite steel with superior oxidation resistance at high temperature |
JPS57134546A (en) * | 1981-02-13 | 1982-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Corrosion resistant alloy |
JPS57149458A (en) * | 1981-03-09 | 1982-09-16 | Daido Steel Co Ltd | Corrosion-resistant material |
JPS5877557A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Hitachi Ltd | 超高温高圧蒸気タ−ビン |
JPS58196192A (ja) * | 1982-05-10 | 1983-11-15 | Hitachi Ltd | 高温用オ−ステナイト系溶接構造物 |
JPS5923855A (ja) * | 1982-07-28 | 1984-02-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 炭化物形成元素を含有する高温高強度鋼 |
Family Cites Families (7)
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---|---|---|---|---|
GB531466A (en) * | 1939-04-06 | 1941-01-06 | Harry Etchells | Improvements in alloys |
GB638007A (en) * | 1942-06-24 | 1950-05-31 | Westinghouse Electric Int Co | Improvements in or relating to alloys |
GB741558A (en) * | 1951-10-27 | 1955-12-07 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | Improvements in and relating to apparatus for use in the production of ammonium sulphate from coke oven gases |
US3175902A (en) * | 1962-11-06 | 1965-03-30 | Allegheny Ludlum Steel | Austenitic alloy |
GB993613A (en) * | 1963-11-22 | 1965-06-02 | Sandvikens Jernverks Ab | Alloy steels and articles made therefrom |
US4040876A (en) * | 1974-07-02 | 1977-08-09 | Westinghouse Electric Corporation | High temperature alloys and members thereof |
US4489040A (en) * | 1982-04-02 | 1984-12-18 | Cabot Corporation | Corrosion resistant nickel-iron alloy |
-
1985
- 1985-10-22 CA CA000493553A patent/CA1263041A/en not_active Expired
- 1985-11-12 JP JP25212685A patent/JPS61153262A/ja active Pending
- 1985-11-13 EP EP85114419A patent/EP0184038A1/en not_active Ceased
Patent Citations (8)
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0184038A1 (en) | 1986-06-11 |
CA1263041A (en) | 1989-11-21 |
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