JPS6147900B2 - - Google Patents
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- JPS6147900B2 JPS6147900B2 JP12436583A JP12436583A JPS6147900B2 JP S6147900 B2 JPS6147900 B2 JP S6147900B2 JP 12436583 A JP12436583 A JP 12436583A JP 12436583 A JP12436583 A JP 12436583A JP S6147900 B2 JPS6147900 B2 JP S6147900B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
この発明は、すぐれた高温耐酸化性と高温強度
を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金に関するもので
ある。 従来、一般にFe−Ni−Cr系の耐熱合金として
は、ナイモニツク合金やインコネル合金などが知
られ、これらの耐熱合金は、いずれもオーステナ
イトの素地にNi−Al−Tiを主成分とする金属間
化合物、すなわちNi3(Al、Ti)を微細に析出さ
せて(以下、この析出相をγ′相という)、高温強
度の向上をはかるγ′析出型合金であるが、γ′相
の析出が十分でないために満足する高温強度を示
さないものであり、さらにCrの含有量を増加さ
せると、γ′相の析出が阻害されるようになるこ
とから、Cr含有量が比較的低くおされられてお
り、このため高温耐酸化性にも劣るものであつ
た。 そこで、本発明者は、上述のような確点から、
一段とすぐれた高温強度を有し、かつ高温耐酸化
性にもすぐれた耐熱合金を得べく研究を行なつた
結果、重量%で、 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに必要に応じて、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜5
%、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
% Co:1〜10%、 からなる群のうちの1種または2種以上、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成を有するFe−Ni−Cr系合金に、溶体化処理−
安定化処理−時効処理、あるいは溶体化処理−時
効処理の熱処理を施すと、合金の素地組織が、相
対的にCrに富むがNi濃度の低いフエライト相
(以下、α相という)と、一方相対的にNiに富む
がCr濃度が低く、しかも高Ni濃度によつて十分
なγ′相が微細に析出したオーステナイト相(以
下、γ相といる)との2相混合組織が得られるよ
うになり、この2相混合組織は、合金のCr含有
量を高くした状態で、相対的に低い含有量のNi
で十分な量のγ′相を析出させることを可能とす
るものであり、したがつて、この結果の合金にお
いては、高いCr含有量によつてすぐれた高温耐
酸化性が確保され、一方γ相中への十分なγ′相
の析出によつて、すぐれた高温強度が確保される
という知見を得たのである。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成範囲を上記の通りに
限定した理由を説明する。 (a) C C成分には、Cr、Mo、およびTiなどの成分
と結合して炭化物を形成し、結晶粒界および粒
内を強化する作用があるが、その含有量が
0.001%未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方、その含有量が0.5%を越えると、
合金の靭性が低下するようになることから、そ
の含有量を0.01〜0.5%と定めた。 (b) Ni Ni成分は、素地の2相混合組織のうちのγ
相中に濃縮して十分な量のγ′相を前記γ相中
に析出させ、もつて合金の常温強度は勿論のこ
と、高温強度を著しく向上させる作用をもつ
が、その含有量が25%未満では、γ相中への
γ′相の析出が不十分で所望の高温強度を確保
することができず、一方40%を越えて含有させ
ると、α相が形成されず、素地がγ相だけとな
り、この結果γ′相の析出を阻止するCrの含有
量を低くおさえる必要があることと合まつて、
十分な高温耐酸化性を確保することが困難にな
ることから、その含有量を25〜40%と定めた。 (c) Cr Cr成分は、素地の2相混合組織のうちのα
相中に濃縮し、このことはCrの高含有量を許
容することと合まつて、合金の高温耐酸化性を
著しく向上させる作用をもつが、その含有量が
25%未満では所望の高温耐酸化性を確保するこ
とができず、一方35%を越えて含有させると、
高温強度および靭性が急激に低下するようにな
ることから、その含有量を25〜35%と定めた。 (d) MoおよびW これらの成分は、Crと同様にフエライト形
成元素であるため、Crと共にα相中に濃縮し
て、2相混合組織の形成に寄与する作用をもつ
ほか、素地に固溶して、これを強化する作用を
もつが、その含有量が1%未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方7%を越えて含有
させると、高温耐酸化性および靭性が著しく劣
化するようになることから、その含有量を1〜
7%と定めた。 (e) Ti Tiには、NiおよびAlと共にγ′相を形成して
合金を析出強化し、もつて常温および高温強度
を向上させる作用があるが、その含有量が1%
未満では所望の析出強化をはかることができ
ず、一方その含有量が4%を越えると、脆いη
相(Ni3Ti相)が多量に析出するようになつ
て、合金の靭性が低下するようになることか
ら、その含有量を1〜4%と定めた。 (f) Al Al成分には、Tiと同様、γ′相を形成して合
金を析出強化するほか、高温耐酸化性を向上さ
せる作用があるが、その含有量が0.1%未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方3%
を越えて含有させると、鋳造性および溶接性が
悪化し、かつ靭性も低下するようになることか
ら、その含有量を0.1〜3%と定めた。 (g) NbおよびTa これらの成分には、MC型の炭化物を形成し
て結晶粒界および粒内を強化する作用があるの
で、特により一層の強度が要求される場合に必
要に応じて含有されるが、その含有量が0.1%
未満では前記作用に所望の向上効果が得られ
ず、一方5%を越えて含有させると、靭性が低
下するようになることから、その含有量を0.1
〜5%と定めた。 (h) BおよびZr これらの成分には、結晶粒界を強靭化し、も
つて塑性加工時における割れ発生を阻止する作
用があるので、これらの特性が要求される場合
に必要に応じて含有させるが、その含有量が
0.001%未満では前記作用に所望の改善効果が
見られず、一方0.2%を越えて含有させると、
合金に脆化傾向が現われるようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.2%と定めた。 (i) Co Co成分には、素地に固溶して高温強度を向
上させるほか、高温耐酸化性も向上させ、さら
に加熱冷却時の割れ発生を防止すると共に、熱
間加工性を向上させる作用があるので、これら
の特性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が1%未満では前記作用に
所望の改善効果は得られず、一方10%を越えて
含有させても、より一層の改善効果は現われな
いことから、経済性をも考慮して、その含有量
を1〜10%と定めた。 なお、この発明の耐熱合金においては、不可避
不純物としてSiおよびMnを含有しても、その含
有量がそれぞれ2%以下であれば、合金特性に何
らの悪影響も及ぼさないので、これらの成分を、
それぞれ2%以下の範囲で、脱酸剤として使用す
ることは有用なことである。 また、この発明の耐熱合金においては、2相混
合組織は、 (1) 溶体化処理−安定化処理−時効処理、 (2) 溶体化処理−時効処理、 のいずれかの熱処理によつて得られるが、いずれ
の場合も、溶体化処理は、温度:1050〜1250℃に
0.5〜10時間保持後、空冷、油冷、あるいは水冷
の条件で行なうのが好ましい。これは、その温度
が1050℃未満でも、その保持時間が0.5時間未満
でも、γ相とα相の2相混合組織の形成が不十分
であり、一方その温度が1250℃を越えても、また
保持時間が10時間を越えても結晶粒の粗大化が起
るようになるという理由にもとづくものである。 安定化処理は、炭化物を安定に析出させて、主
として応力腐食などに対する鋭敏性を除去する必
要がある場合などに必要に応じて施されるもの
で、その条件は、温度:800〜900℃に2〜8時間
保持後、空冷、油冷、あるいは水冷とするのが好
ましい。これは、その温度が800℃未満でも、そ
の保持時間が2時間未満でも炭化物の析出が不十
分で安定化せず、一方温度900℃を越えたり、保
持時間が8時間を越えると、炭化物が成長し、粗
大化するようになるという理由からである。 さらに、時効処理は、γ相中に微細な(光学顕
微鏡では識別できない)γ′相を析出させるため
に施されるが、その条件は、温度:650〜780℃に
2〜30時間保持後、望ましくは空冷とするのが好
ましい。この理由は、その温度が650℃未満で
も、その保持時間が2時間未満でもγ′相の析出
が不十分であり、一方その温度が780℃を越えた
り、その保持時間が30時間を越えたりすると、
γ′相が粗大化して析出強化効果が損なわれるよ
うになるからである。 つぎに、この発明の耐熱合金を実施例により具
体的に説明する。 実施例 通常の真空溶解炉を用い、それぞれ第1表に示
される成分組成をもつた本発明耐熱合金1〜43お
よび比較耐熱合金1〜11、さらに従来Fe−Ni−
Cr系耐熱合金として知られるナイモニツク合金
(以下従来耐熱合金1という)およびインコネル
合金(以下従来耐熱合金2という)を溶製し、ロ
ストワツクス精密鋳造法にて、平行部外径:7mm
φ×平行部長さ:50mm×チヤツク部外径:25mmφ
×全長:90mmの寸法をもつた試験片素材に鋳造
し、ついで、その鋳造素材に、温度:1100℃に1
時間保持後、空冷の溶体化処理、温度:840℃に
4時間保持後、空冷の安定化処理、さらに温度:
720℃に16時間保持後、空冷の時効処理
を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金に関するもので
ある。 従来、一般にFe−Ni−Cr系の耐熱合金として
は、ナイモニツク合金やインコネル合金などが知
られ、これらの耐熱合金は、いずれもオーステナ
イトの素地にNi−Al−Tiを主成分とする金属間
化合物、すなわちNi3(Al、Ti)を微細に析出さ
せて(以下、この析出相をγ′相という)、高温強
度の向上をはかるγ′析出型合金であるが、γ′相
の析出が十分でないために満足する高温強度を示
さないものであり、さらにCrの含有量を増加さ
せると、γ′相の析出が阻害されるようになるこ
とから、Cr含有量が比較的低くおされられてお
り、このため高温耐酸化性にも劣るものであつ
た。 そこで、本発明者は、上述のような確点から、
一段とすぐれた高温強度を有し、かつ高温耐酸化
性にもすぐれた耐熱合金を得べく研究を行なつた
結果、重量%で、 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに必要に応じて、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜5
%、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
% Co:1〜10%、 からなる群のうちの1種または2種以上、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成を有するFe−Ni−Cr系合金に、溶体化処理−
安定化処理−時効処理、あるいは溶体化処理−時
効処理の熱処理を施すと、合金の素地組織が、相
対的にCrに富むがNi濃度の低いフエライト相
(以下、α相という)と、一方相対的にNiに富む
がCr濃度が低く、しかも高Ni濃度によつて十分
なγ′相が微細に析出したオーステナイト相(以
下、γ相といる)との2相混合組織が得られるよ
うになり、この2相混合組織は、合金のCr含有
量を高くした状態で、相対的に低い含有量のNi
で十分な量のγ′相を析出させることを可能とす
るものであり、したがつて、この結果の合金にお
いては、高いCr含有量によつてすぐれた高温耐
酸化性が確保され、一方γ相中への十分なγ′相
の析出によつて、すぐれた高温強度が確保される
という知見を得たのである。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成範囲を上記の通りに
限定した理由を説明する。 (a) C C成分には、Cr、Mo、およびTiなどの成分
と結合して炭化物を形成し、結晶粒界および粒
内を強化する作用があるが、その含有量が
0.001%未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方、その含有量が0.5%を越えると、
合金の靭性が低下するようになることから、そ
の含有量を0.01〜0.5%と定めた。 (b) Ni Ni成分は、素地の2相混合組織のうちのγ
相中に濃縮して十分な量のγ′相を前記γ相中
に析出させ、もつて合金の常温強度は勿論のこ
と、高温強度を著しく向上させる作用をもつ
が、その含有量が25%未満では、γ相中への
γ′相の析出が不十分で所望の高温強度を確保
することができず、一方40%を越えて含有させ
ると、α相が形成されず、素地がγ相だけとな
り、この結果γ′相の析出を阻止するCrの含有
量を低くおさえる必要があることと合まつて、
十分な高温耐酸化性を確保することが困難にな
ることから、その含有量を25〜40%と定めた。 (c) Cr Cr成分は、素地の2相混合組織のうちのα
相中に濃縮し、このことはCrの高含有量を許
容することと合まつて、合金の高温耐酸化性を
著しく向上させる作用をもつが、その含有量が
25%未満では所望の高温耐酸化性を確保するこ
とができず、一方35%を越えて含有させると、
高温強度および靭性が急激に低下するようにな
ることから、その含有量を25〜35%と定めた。 (d) MoおよびW これらの成分は、Crと同様にフエライト形
成元素であるため、Crと共にα相中に濃縮し
て、2相混合組織の形成に寄与する作用をもつ
ほか、素地に固溶して、これを強化する作用を
もつが、その含有量が1%未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方7%を越えて含有
させると、高温耐酸化性および靭性が著しく劣
化するようになることから、その含有量を1〜
7%と定めた。 (e) Ti Tiには、NiおよびAlと共にγ′相を形成して
合金を析出強化し、もつて常温および高温強度
を向上させる作用があるが、その含有量が1%
未満では所望の析出強化をはかることができ
ず、一方その含有量が4%を越えると、脆いη
相(Ni3Ti相)が多量に析出するようになつ
て、合金の靭性が低下するようになることか
ら、その含有量を1〜4%と定めた。 (f) Al Al成分には、Tiと同様、γ′相を形成して合
金を析出強化するほか、高温耐酸化性を向上さ
せる作用があるが、その含有量が0.1%未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方3%
を越えて含有させると、鋳造性および溶接性が
悪化し、かつ靭性も低下するようになることか
ら、その含有量を0.1〜3%と定めた。 (g) NbおよびTa これらの成分には、MC型の炭化物を形成し
て結晶粒界および粒内を強化する作用があるの
で、特により一層の強度が要求される場合に必
要に応じて含有されるが、その含有量が0.1%
未満では前記作用に所望の向上効果が得られ
ず、一方5%を越えて含有させると、靭性が低
下するようになることから、その含有量を0.1
〜5%と定めた。 (h) BおよびZr これらの成分には、結晶粒界を強靭化し、も
つて塑性加工時における割れ発生を阻止する作
用があるので、これらの特性が要求される場合
に必要に応じて含有させるが、その含有量が
0.001%未満では前記作用に所望の改善効果が
見られず、一方0.2%を越えて含有させると、
合金に脆化傾向が現われるようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.2%と定めた。 (i) Co Co成分には、素地に固溶して高温強度を向
上させるほか、高温耐酸化性も向上させ、さら
に加熱冷却時の割れ発生を防止すると共に、熱
間加工性を向上させる作用があるので、これら
の特性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が1%未満では前記作用に
所望の改善効果は得られず、一方10%を越えて
含有させても、より一層の改善効果は現われな
いことから、経済性をも考慮して、その含有量
を1〜10%と定めた。 なお、この発明の耐熱合金においては、不可避
不純物としてSiおよびMnを含有しても、その含
有量がそれぞれ2%以下であれば、合金特性に何
らの悪影響も及ぼさないので、これらの成分を、
それぞれ2%以下の範囲で、脱酸剤として使用す
ることは有用なことである。 また、この発明の耐熱合金においては、2相混
合組織は、 (1) 溶体化処理−安定化処理−時効処理、 (2) 溶体化処理−時効処理、 のいずれかの熱処理によつて得られるが、いずれ
の場合も、溶体化処理は、温度:1050〜1250℃に
0.5〜10時間保持後、空冷、油冷、あるいは水冷
の条件で行なうのが好ましい。これは、その温度
が1050℃未満でも、その保持時間が0.5時間未満
でも、γ相とα相の2相混合組織の形成が不十分
であり、一方その温度が1250℃を越えても、また
保持時間が10時間を越えても結晶粒の粗大化が起
るようになるという理由にもとづくものである。 安定化処理は、炭化物を安定に析出させて、主
として応力腐食などに対する鋭敏性を除去する必
要がある場合などに必要に応じて施されるもの
で、その条件は、温度:800〜900℃に2〜8時間
保持後、空冷、油冷、あるいは水冷とするのが好
ましい。これは、その温度が800℃未満でも、そ
の保持時間が2時間未満でも炭化物の析出が不十
分で安定化せず、一方温度900℃を越えたり、保
持時間が8時間を越えると、炭化物が成長し、粗
大化するようになるという理由からである。 さらに、時効処理は、γ相中に微細な(光学顕
微鏡では識別できない)γ′相を析出させるため
に施されるが、その条件は、温度:650〜780℃に
2〜30時間保持後、望ましくは空冷とするのが好
ましい。この理由は、その温度が650℃未満で
も、その保持時間が2時間未満でもγ′相の析出
が不十分であり、一方その温度が780℃を越えた
り、その保持時間が30時間を越えたりすると、
γ′相が粗大化して析出強化効果が損なわれるよ
うになるからである。 つぎに、この発明の耐熱合金を実施例により具
体的に説明する。 実施例 通常の真空溶解炉を用い、それぞれ第1表に示
される成分組成をもつた本発明耐熱合金1〜43お
よび比較耐熱合金1〜11、さらに従来Fe−Ni−
Cr系耐熱合金として知られるナイモニツク合金
(以下従来耐熱合金1という)およびインコネル
合金(以下従来耐熱合金2という)を溶製し、ロ
ストワツクス精密鋳造法にて、平行部外径:7mm
φ×平行部長さ:50mm×チヤツク部外径:25mmφ
×全長:90mmの寸法をもつた試験片素材に鋳造
し、ついで、その鋳造素材に、温度:1100℃に1
時間保持後、空冷の溶体化処理、温度:840℃に
4時間保持後、空冷の安定化処理、さらに温度:
720℃に16時間保持後、空冷の時効処理
【表】
【表】
【表】
を施した。
なお、比較耐熱合金1〜11は、いずれも構成成
分のうちのうずれかの成分含有量(第1表に※印
を付したもの)がこの発明の範囲から外れた組成
をもつものである。 つぎに、上記の熱処理後の鋳造素材のチヤツク
部から試験片を切出し、ミクロ組織の検鏡により
合金素地を観察すると共に、ビツカース硬さ(荷
重:10Kg)を測定した。 また、高温強度を評価する目的で、上記の鋳造
素材からクリープラプチヤー試験片を削り出し、
この試験片を用い、雰囲気:大気中、加熱温度:
800℃、付加荷重:15Kg/mm2の条件でクリープラプ
チヤー試験を行ない、破断寿命を測定した。 さらに、高温耐酸化性を評価する目的で、上記
のクリープラプチヤー試験後の試験片のチヤツク
部から直径:10mmφ×高さ:10mmの寸法をもつた
試験片を切出し、この試験片を用い、大気中、温
度:1100℃に10時間保持後、脱スケールを1サイ
クルとして、10サイクルを行なう酸化
分のうちのうずれかの成分含有量(第1表に※印
を付したもの)がこの発明の範囲から外れた組成
をもつものである。 つぎに、上記の熱処理後の鋳造素材のチヤツク
部から試験片を切出し、ミクロ組織の検鏡により
合金素地を観察すると共に、ビツカース硬さ(荷
重:10Kg)を測定した。 また、高温強度を評価する目的で、上記の鋳造
素材からクリープラプチヤー試験片を削り出し、
この試験片を用い、雰囲気:大気中、加熱温度:
800℃、付加荷重:15Kg/mm2の条件でクリープラプ
チヤー試験を行ない、破断寿命を測定した。 さらに、高温耐酸化性を評価する目的で、上記
のクリープラプチヤー試験後の試験片のチヤツク
部から直径:10mmφ×高さ:10mmの寸法をもつた
試験片を切出し、この試験片を用い、大気中、温
度:1100℃に10時間保持後、脱スケールを1サイ
クルとして、10サイクルを行なう酸化
【表】
【表】
【表】
試験を行ない、酸化減量を測定した。これらの結
果を第2表に示した。 第2表に示される結果から、本発明耐熱合金1
〜43は、いずれん2相混合組織を有し、素地組織
がいずれもγ相のみからなる従来耐熱合金1、2
に比して、一段とすぐれた高温強度(破断寿命)
と高温耐酸化性(酸化減量)を有することが明ら
かである。一方、比較耐熱合金1〜11に見られる
ように、構成成分のうちのいずれかの成分含有量
でもこの発明の範囲から外れると、高温強度およ
び高温耐酸化性のうちの少なくともいずれかの特
性が劣つたものになることが明らかである。 上述のように、この発明の耐熱合金は、従来
Fe−Ni−Cr系耐熱合金に比して、著しくすぐれ
た高温強度と高温耐酸化性を有しているので、こ
れらの従来Fe−Ni−Cr系耐熱合金では実用上製
造が不可能であつたデイーゼルエンジンの副燃焼
室や、自動車ターボチヤージヤーのタービンホイ
ルなどの製造に用いることができ、しかもこの場
合きわめて長期に亘つてすぐれた性能を発揮する
など工業上有用な特性を有するのである。
果を第2表に示した。 第2表に示される結果から、本発明耐熱合金1
〜43は、いずれん2相混合組織を有し、素地組織
がいずれもγ相のみからなる従来耐熱合金1、2
に比して、一段とすぐれた高温強度(破断寿命)
と高温耐酸化性(酸化減量)を有することが明ら
かである。一方、比較耐熱合金1〜11に見られる
ように、構成成分のうちのいずれかの成分含有量
でもこの発明の範囲から外れると、高温強度およ
び高温耐酸化性のうちの少なくともいずれかの特
性が劣つたものになることが明らかである。 上述のように、この発明の耐熱合金は、従来
Fe−Ni−Cr系耐熱合金に比して、著しくすぐれ
た高温強度と高温耐酸化性を有しているので、こ
れらの従来Fe−Ni−Cr系耐熱合金では実用上製
造が不可能であつたデイーゼルエンジンの副燃焼
室や、自動車ターボチヤージヤーのタービンホイ
ルなどの製造に用いることができ、しかもこの場
合きわめて長期に亘つてすぐれた性能を発揮する
など工業上有用な特性を有するのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 2 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜
0.5%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 3 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 4 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 C0:1〜10%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 5 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%。 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜5%
と、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 6 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜5%
と、 Co:1〜10%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 7 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
%と、 Co:1〜10%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地が、Cr
に富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分
とする金属間化合物が微細に析出したNiに富む
オーステナイト相との2相混合組織を有すること
を特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強
度を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。 8 C:0.01〜0.5%、 Ni:25〜40%、 Cr:25〜35%、 MoおよびWのうちの1種または2種:1〜7
%、 Ti:1〜4%、 Al:0.1〜3%、 を含有し、さらに、 NbおよびTaのうちの1種または2種:0.1〜5%
と、 BおよびZrのうちの1種または2種:0.001〜0.2
%と、 C0:1〜10%、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成(以上重量%)を有し、かつ合金素地がCrに
富んだフエライト相と、Ni−Al−Tiを主成分と
する金属間化合物が微細に析出したNiに富むオ
ーステナイト相との2相混合組織を有することを
特徴とするすぐれた高温耐酸化性および高温強度
を有するFe−Ni−Cr系耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12436583A JPS6017048A (ja) | 1983-07-08 | 1983-07-08 | Fe−Ni−Cr系耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12436583A JPS6017048A (ja) | 1983-07-08 | 1983-07-08 | Fe−Ni−Cr系耐熱合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6017048A JPS6017048A (ja) | 1985-01-28 |
JPS6147900B2 true JPS6147900B2 (ja) | 1986-10-21 |
Family
ID=14883595
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12436583A Granted JPS6017048A (ja) | 1983-07-08 | 1983-07-08 | Fe−Ni−Cr系耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6017048A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2019217905A1 (en) * | 2018-05-11 | 2019-11-14 | Oregon State University | Nickel-based alloy embodiments and method of making and using the same |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4911886A (en) * | 1988-03-17 | 1990-03-27 | Allegheny Ludlum Corporation | Austentitic stainless steel |
US5066458A (en) * | 1989-02-22 | 1991-11-19 | Carpenter Technology Corporation | Heat resisting controlled thermal expansion alloy balanced for having globular intermetallic phase |
-
1983
- 1983-07-08 JP JP12436583A patent/JPS6017048A/ja active Granted
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2019217905A1 (en) * | 2018-05-11 | 2019-11-14 | Oregon State University | Nickel-based alloy embodiments and method of making and using the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6017048A (ja) | 1985-01-28 |
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