JPS6326321A - 高ニッケル−クロム合金 - Google Patents
高ニッケル−クロム合金Info
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Classifications
-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、高ニッケル−クロム−鉄合金に関し、より詳
細には酸化条件下で2000丁(1143℃)よりも高
い高温で性質の所望の組み合わせを与えることかできる
ように特殊な化学的性質および微細構造を有するNi−
Cr−Fe合金に関する。
細には酸化条件下で2000丁(1143℃)よりも高
い高温で性質の所望の組み合わせを与えることかできる
ように特殊な化学的性質および微細構造を有するNi−
Cr−Fe合金に関する。
発明の背景
少なくとも50年代の初め以来、ますます厳しい操作条
件下、特に温度下で満足に実施することができる経済的
材料の必要が絶え間がない。例えば、例示として、セラ
ミックタイル工業においては、フリット焼成温度は、新
しいフリットおよびより高い炉負荷を適応させようとす
る努力を増加しつつあり、このことは市場での競争を残
している。最初、この応用のだめの炉ローラーの多くの
製造業者は、大体C0,04%、Si0.25%、Mn
0125%、Cr22.75%、Ti0.4%、Nb0
.01%、A11.35%、Ni59.5%、Co0.
35%、N0.03%、0.0.001%、残部鉄を含
有する合金(合金は空気誘導電気炉で溶融されたインゴ
ットから製造された)を使用した。ローラーは、大体2
060°F(1127°C)で18ケ月続き、結局酸化
−高められた応力−破断破損から破損した(炉は粒界で
ある)。
件下、特に温度下で満足に実施することができる経済的
材料の必要が絶え間がない。例えば、例示として、セラ
ミックタイル工業においては、フリット焼成温度は、新
しいフリットおよびより高い炉負荷を適応させようとす
る努力を増加しつつあり、このことは市場での競争を残
している。最初、この応用のだめの炉ローラーの多くの
製造業者は、大体C0,04%、Si0.25%、Mn
0125%、Cr22.75%、Ti0.4%、Nb0
.01%、A11.35%、Ni59.5%、Co0.
35%、N0.03%、0.0.001%、残部鉄を含
有する合金(合金は空気誘導電気炉で溶融されたインゴ
ットから製造された)を使用した。ローラーは、大体2
060°F(1127°C)で18ケ月続き、結局酸化
−高められた応力−破断破損から破損した(炉は粒界で
ある)。
より最近、ローラーは、電気アーク炉で溶融されたアル
ゴン−酸素脱炭(AOD)精製インゴットから製造され
ている。使用された組成は、前記のものと若干異なり、
典型的組成は大体C0.03%、Si0.3%、Mn0
53%、Cr22.5%、Ti0.4%、Nb0.02
%、A11.27%、Ni60.8%、Co0.08%
、Mo0.29%、N0.015%、0.0.001%
未満および残部本質上鉄である。
ゴン−酸素脱炭(AOD)精製インゴットから製造され
ている。使用された組成は、前記のものと若干異なり、
典型的組成は大体C0.03%、Si0.3%、Mn0
53%、Cr22.5%、Ti0.4%、Nb0.02
%、A11.27%、Ni60.8%、Co0.08%
、Mo0.29%、N0.015%、0.0.001%
未満および残部本質上鉄である。
2050゛F(112コ0C)において、ローラーは、
若干の場合には12ケ月続き、時々それよりも長く続い
た。しかしながら、2130’F (1165℃)にお
いては、このようなローラーは、2ケ月以下で破損を示
した。
若干の場合には12ケ月続き、時々それよりも長く続い
た。しかしながら、2130’F (1165℃)にお
いては、このようなローラーは、2ケ月以下で破損を示
した。
問題点の本発明者等の研究から、破損は、温度が上昇す
るにつれての微小構造のむしろ劇的変化によって生ずる
らしい。本発明者等の最初のアプローチがアルミニウム
およびクロムの量を増大して酸化挙動を高めることであ
ったので、このことは、最初または容易には明らかでは
なかった。しかし、このことは、パナケイアではなかっ
た。いかなる場合にも、大規模の実験は、約2150’
F(1177℃)以」二では粒度の微細構造制御の欠如
があることを反映する。ケイ素およびモリブデンによっ
て安定化されるが主としてクロムからなるM23C6炭
化物は、マトリックスに再溶解し始めるらしい。このこ
とは、粒界を自由にしてかけられた応力下で移行し、粗
または大粒を生じ、例えばローラーの壁厚0t080イ
ンチ(2,Omm)を横切って1〜3個の粒を生ずる。
るにつれての微小構造のむしろ劇的変化によって生ずる
らしい。本発明者等の最初のアプローチがアルミニウム
およびクロムの量を増大して酸化挙動を高めることであ
ったので、このことは、最初または容易には明らかでは
なかった。しかし、このことは、パナケイアではなかっ
た。いかなる場合にも、大規模の実験は、約2150’
F(1177℃)以」二では粒度の微細構造制御の欠如
があることを反映する。ケイ素およびモリブデンによっ
て安定化されるが主としてクロムからなるM23C6炭
化物は、マトリックスに再溶解し始めるらしい。このこ
とは、粒界を自由にしてかけられた応力下で移行し、粗
または大粒を生じ、例えばローラーの壁厚0t080イ
ンチ(2,Omm)を横切って1〜3個の粒を生ずる。
このことは、少なくとも一部分、温度および時間の結果
、ローラーに生ずる交互引張応力および圧縮応力によっ
て誘起される破損と見ることができる。実際に、多くの
粒界は、ローラー表面に垂直であるらしく、優先的粒界
酸化攻撃のサイトとして役立ち、早期粒界破断をもたら
す。
、ローラーに生ずる交互引張応力および圧縮応力によっ
て誘起される破損と見ることができる。実際に、多くの
粒界は、ローラー表面に垂直であるらしく、優先的粒界
酸化攻撃のサイトとして役立ち、早期粒界破断をもたら
す。
発明の概要
前記の種類の合金の耐酸化性は、後述のように窒素の制
御添加および保持によって改善できることが今見出され
た。別の言い方をすれば、考慮中の種類の合金の微細構
造、特に粒度は、窒素の微少合金化添加によって高温で
長期間にわたって比較的構造−に安定に制御するか、ま
たは安定にさせることができることか先見された。
御添加および保持によって改善できることが今見出され
た。別の言い方をすれば、考慮中の種類の合金の微細構
造、特に粒度は、窒素の微少合金化添加によって高温で
長期間にわたって比較的構造−に安定に制御するか、ま
たは安定にさせることができることか先見された。
一般に、本発明によれば、ここで意図される合金は、ク
ロム約19〜28%、ニッケル約55〜65%、アルミ
ニウム約0.75〜2%、チタン約0. 2〜1%、ケ
イ素、モリブデン、マンガンおよびニオブの各々約1%
まで、炭素0.1%まで、窒素約0.04〜0.08%
または0.1%、ホウ素0,01%まで、残部本質上鉄
を含有する。
ロム約19〜28%、ニッケル約55〜65%、アルミ
ニウム約0.75〜2%、チタン約0. 2〜1%、ケ
イ素、モリブデン、マンガンおよびニオブの各々約1%
まで、炭素0.1%まで、窒素約0.04〜0.08%
または0.1%、ホウ素0,01%まで、残部本質上鉄
を含有する。
好ましい合金は、Cr21〜25%、N158〜63%
、A11〜2%、Ti0.3〜0.7%、Sin、1〜
0.6%、Mo0.1〜0.8%、MnQ、6%まで、
Nb0.496まで、C0,02〜0.1%、N0.0
4〜0.08%を含有し、鉄は残部である。
、A11〜2%、Ti0.3〜0.7%、Sin、1〜
0.6%、Mo0.1〜0.8%、MnQ、6%まで、
Nb0.496まで、C0,02〜0.1%、N0.0
4〜0.08%を含有し、鉄は残部である。
窒素は、耐酸化性を有効に高める際に主要な役割を果た
す。窒素は、窒化物の化学量論に応じてチタンとの窒化
物TiN約0.15〜0.8%を生成する。この量のT
iNは、2192°F(1200℃)程度の高温で粒度
をピンしくpin ) 、粒度を安定化し、2192°
F(1200℃)のかなり高い温度において操作寿命の
顕著な増大(約12ケ月以−J二)を生する。別の言い
方をすれば、窒素/窒化物の存在は、常用される材料以
」二に温度性能を若干135°F(75°C)以−1−
たけ増大する。窒素約0.04%(化学量論の0017
%)未満においては、粒界をピンするのに不十分な沈殿
であるらしい。約0.08%よりも多いと(非化学ユ論
TiN)、合金は、ガスになる傾向かあり、調製するの
か困難であり、溶接するのが困難である。この微少合金
添加の前記利点のほかに、応力−破断寿命か増大し1、
このように炉操作者がローラー寿命の有害な犠牲なしに
温度における負荷担持能力を増大する。
す。窒素は、窒化物の化学量論に応じてチタンとの窒化
物TiN約0.15〜0.8%を生成する。この量のT
iNは、2192°F(1200℃)程度の高温で粒度
をピンしくpin ) 、粒度を安定化し、2192°
F(1200℃)のかなり高い温度において操作寿命の
顕著な増大(約12ケ月以−J二)を生する。別の言い
方をすれば、窒素/窒化物の存在は、常用される材料以
」二に温度性能を若干135°F(75°C)以−1−
たけ増大する。窒素約0.04%(化学量論の0017
%)未満においては、粒界をピンするのに不十分な沈殿
であるらしい。約0.08%よりも多いと(非化学ユ論
TiN)、合金は、ガスになる傾向かあり、調製するの
か困難であり、溶接するのが困難である。この微少合金
添加の前記利点のほかに、応力−破断寿命か増大し1、
このように炉操作者がローラー寿命の有害な犠牲なしに
温度における負荷担持能力を増大する。
本発明を実施する際に、適当な組成制御を達成する際に
注意を払うべきである。ニッケルは、加工性および製造
可能性に寄与し、並びに強度および他の利益を付与する
。アルミニウムおよびクロムは、耐酸化性を与えるが、
過剰に存在するならばσなどの望ましくない微細構造相
をもたらす。
注意を払うべきである。ニッケルは、加工性および製造
可能性に寄与し、並びに強度および他の利益を付与する
。アルミニウムおよびクロムは、耐酸化性を与えるが、
過剰に存在するならばσなどの望ましくない微細構造相
をもたらす。
28%よりもはるかに多いクロムまたは2%を超えるア
ルミニウム量の場合には、はとんど何の利益も得られな
い。
ルミニウム量の場合には、はとんど何の利益も得られな
い。
炭素は、過剰の炭化物の生成を最小限にするために0.
1%を超えるには及ばない。
1%を超えるには及ばない。
Cr 23 C6の間約0.]〜0.5%は、約205
7’F(1125℃)で強度を助長する。
7’F(1125℃)で強度を助長する。
このことは、ケイ素およびモリブデンの一方または両方
が炭化物相を安定化するために存在するならば、特に真
実である。この点て、ケイ素0,1゜〜0,6%および
/またはモリブデン0.1〜0.8%の存在は、有利で
ある。チタンは、可鍛剤として作用し、並びに粒界ピン
比相TiNを形成するのに役立つ。ニオブは、窒化物相
を更に安定化するであろうし、0.05〜0.4%が有
益である。
が炭化物相を安定化するために存在するならば、特に真
実である。この点て、ケイ素0,1゜〜0,6%および
/またはモリブデン0.1〜0.8%の存在は、有利で
ある。チタンは、可鍛剤として作用し、並びに粒界ピン
比相TiNを形成するのに役立つ。ニオブは、窒化物相
を更に安定化するであろうし、0.05〜0.4%が有
益である。
マンガンは、好ましくは少量に保ち、好ましくは約01
6%以下である。その理由は、より高い%が耐酸化性を
妨げるからである。ホウ素0.006%までは、可鍛性
を助長するのに存在できる。例えば、0.05または0
.1%までの量のカルシウムおよび/またはマグネシウ
ムは、脱酸および可鍛化に有用である。
6%以下である。その理由は、より高い%が耐酸化性を
妨げるからである。ホウ素0.006%までは、可鍛性
を助長するのに存在できる。例えば、0.05または0
.1%までの量のカルシウムおよび/またはマグネシウ
ムは、脱酸および可鍛化に有用である。
鉄は、本質上、合金組成物の残部を構成する。
このことは、溶融する際に標準合金鉄の使用を可能にし
、このようにコストを下げる。他の成分に関しては、硫
黄およびリンは、少量、例えば硫黄0.015%までお
よびリン0.02または0.03まてに維持すべきであ
る。銅は、存在できる。
、このようにコストを下げる。他の成分に関しては、硫
黄およびリンは、少量、例えば硫黄0.015%までお
よびリン0.02または0.03まてに維持すべきであ
る。銅は、存在できる。
加工に関しては、通常の空気溶融法、例えば誘導電気炉
か使用できる。しかしながら、所望な場合には、真空溶
融および精製か、使用できる。好ましくは、(a)窒化
物の均一分布、(b)より良好な窒素含量制御、および
(c)収量の最大化のために合金を電気アーク炉で溶融
し、AOD精製し、エレクトロスラグを再溶融する(E
SR)。
か使用できる。しかしながら、所望な場合には、真空溶
融および精製か、使用できる。好ましくは、(a)窒化
物の均一分布、(b)より良好な窒素含量制御、および
(c)収量の最大化のために合金を電気アーク炉で溶融
し、AOD精製し、エレクトロスラグを再溶融する(E
SR)。
この点については、窒素は、ESR溶融すべきインゴッ
トを注湯する直前に窒素吹き込みによってAOD精製溶
融物に添加できる。合金は、事実」−1非時効硬化性ま
たは実質」−非時効硬化性であり、本質上荷置量の破壊
相を事実−に含まない安定なオーステナイ]・マトリッ
クスからなる。例えば、約1100’F(593°C)
〜]400°F(700℃)の温度において長期間、例
えば300時間加熱時に、金属組織学的分析は、σ相の
存在を示さなかった。
トを注湯する直前に窒素吹き込みによってAOD精製溶
融物に添加できる。合金は、事実」−1非時効硬化性ま
たは実質」−非時効硬化性であり、本質上荷置量の破壊
相を事実−に含まない安定なオーステナイ]・マトリッ
クスからなる。例えば、約1100’F(593°C)
〜]400°F(700℃)の温度において長期間、例
えば300時間加熱時に、金属組織学的分析は、σ相の
存在を示さなかった。
前記情報およびデータは、前記合金の性状に関するより
良い見通しを当業者に供給するために与えられる。
良い見通しを当業者に供給するために与えられる。
実施例
一連の合金(表1)を空気誘導電気炉(合金C,1およ
び2)または電気アーク炉(合金A1BおよびD)で溶
融し、次いでAOD精製し、ESR再溶融した。インゴ
ットを約0.280インチ(約7.1mm)の熱バンド
に破壊し、次いで、このバンドをコイル中で約0.08
0インチ(約2.03mm)の厚さに冷間圧延した。2
回の中間焼鈍を2050°F(112]’C)で行った
。試験前に、シート試験片を約2150°F(1177
°C)で焼鈍した。次いで、各合金を20]2°F(]
100’C)および2192下(1−200°C)での
16時間増分または2130下(1165℃)での10
000時間増さらす際に顕微鏡組織検査を行っているい
ろな温度における粒成長vs時間を測定した。データを
表■に報告する。
び2)または電気アーク炉(合金A1BおよびD)で溶
融し、次いでAOD精製し、ESR再溶融した。インゴ
ットを約0.280インチ(約7.1mm)の熱バンド
に破壊し、次いで、このバンドをコイル中で約0.08
0インチ(約2.03mm)の厚さに冷間圧延した。2
回の中間焼鈍を2050°F(112]’C)で行った
。試験前に、シート試験片を約2150°F(1177
°C)で焼鈍した。次いで、各合金を20]2°F(]
100’C)および2192下(1−200°C)での
16時間増分または2130下(1165℃)での10
000時間増さらす際に顕微鏡組織検査を行っているい
ろな温度における粒成長vs時間を測定した。データを
表■に報告する。
一 ] 2 −
邪
合金A−Cは、炭素含量が異なる低窒素組成物である。
炭素含量を増大することは漸次粒成長を抑制したが、約
1100°C(約2010下)よりも高温では長時間粒
度を制御するのに有効ではなかった。合金1.2の増大
窒素量は、本発明の合金において数種の有益な特質を生
じた。窒化物の均一な分散は、高温での粒度の安定化お
よびより長い応力破断寿命を生じた。また、本発明の合
金の耐酸化性は、表面スケールの下の削剥帯(denu
ded zone)の減少によって測定されるように改
善された(驚異的に)。また、合金りの窒素量は、A、
B、Cとの比較において有益であったが、合金りは、表
Hのデータによって示されるように長期間にわたって合
金1.2程よくは働かないと思われる。
1100°C(約2010下)よりも高温では長時間粒
度を制御するのに有効ではなかった。合金1.2の増大
窒素量は、本発明の合金において数種の有益な特質を生
じた。窒化物の均一な分散は、高温での粒度の安定化お
よびより長い応力破断寿命を生じた。また、本発明の合
金の耐酸化性は、表面スケールの下の削剥帯(denu
ded zone)の減少によって測定されるように改
善された(驚異的に)。また、合金りの窒素量は、A、
B、Cとの比較において有益であったが、合金りは、表
Hのデータによって示されるように長期間にわたって合
金1.2程よくは働かないと思われる。
2.0mm(0,08インチ)ゲージのシートを使用し
て合金A、Bを直径26. 9mm (1,06インチ
)X2438.4mm (96インチ)のローラーとし
、次いで、1]65°C(2130丁)で操作する実際
の炉で屋外試験した。両方の合金とも短時間のうちに応
力破断によって破損した。合金Cを直径26. 9mm
(1,、06インチ)の中実棒に熱間加工し、フィー
ルド操作において6日装置いた。平均粒度は、露出後に
12ミルであった(60ミル程度の大きい粒かあった)
。1177℃(2] 50’F) 、6.89MPa
(IKs i)ての合金Aに類似の合金の応力破断寿命
は、308時間であった。
て合金A、Bを直径26. 9mm (1,06インチ
)X2438.4mm (96インチ)のローラーとし
、次いで、1]65°C(2130丁)で操作する実際
の炉で屋外試験した。両方の合金とも短時間のうちに応
力破断によって破損した。合金Cを直径26. 9mm
(1,、06インチ)の中実棒に熱間加工し、フィー
ルド操作において6日装置いた。平均粒度は、露出後に
12ミルであった(60ミル程度の大きい粒かあった)
。1177℃(2] 50’F) 、6.89MPa
(IKs i)ての合金Aに類似の合金の応力破断寿命
は、308時間であった。
合金1.2(および合金りも)同様に作り、合金A−C
と同じ熱条件にさらした(合金り、1.2は窒素含量か
増大した中間炭素含量組成物である)。粒度安定性に対
する増大窒素含量の有益な効果は、表■のデータによっ
て実証されている。
と同じ熱条件にさらした(合金り、1.2は窒素含量か
増大した中間炭素含量組成物である)。粒度安定性に対
する増大窒素含量の有益な効果は、表■のデータによっ
て実証されている。
ローラーを合金A、Bと同様に合金2(およびDも)か
ら作り、現在順調にフィールドサービスにある。合金]
を合金Cと同様に中実ローラーとした。この合金1をフ
ィールドサービスにおいて1165°C(2130下)
で80間試験し、次いで、粒度について金属組織学的に
評価した。粒度は露出後に12ミルであり、露出前に2
ミルてあった。1177℃(2150°F)、6.89
MPa(IKsi)での合金]に類似の合金組成物の応
力破断寿命は、507時間であった。例えば、合金A以
上の応力破断寿命のこの増大は、窒素添加による強度へ
の寄与を実証している。同様に、合金りを合金Cと同様
な合金と一緒に1090℃(2000°F) 、13.
78MPa(2Ksi)において応力破断試験した。破
損時間は、それぞれ最大224時間および157時間で
あった。再度、窒素添加による強度への寄与が、認めら
れた。 炉ローラーを作る際に、タングステンアークア
ルゴン遮蔽溶接法を使用して、すべての前記合金を自溶
溶接した。溶接する際に何の困難にも遭遇しなかった。
ら作り、現在順調にフィールドサービスにある。合金]
を合金Cと同様に中実ローラーとした。この合金1をフ
ィールドサービスにおいて1165°C(2130下)
で80間試験し、次いで、粒度について金属組織学的に
評価した。粒度は露出後に12ミルであり、露出前に2
ミルてあった。1177℃(2150°F)、6.89
MPa(IKsi)での合金]に類似の合金組成物の応
力破断寿命は、507時間であった。例えば、合金A以
上の応力破断寿命のこの増大は、窒素添加による強度へ
の寄与を実証している。同様に、合金りを合金Cと同様
な合金と一緒に1090℃(2000°F) 、13.
78MPa(2Ksi)において応力破断試験した。破
損時間は、それぞれ最大224時間および157時間で
あった。再度、窒素添加による強度への寄与が、認めら
れた。 炉ローラーを作る際に、タングステンアークア
ルゴン遮蔽溶接法を使用して、すべての前記合金を自溶
溶接した。溶接する際に何の困難にも遭遇しなかった。
しかしながら、0.08%よりも多い窒素においては、
溶接問題が起こるかもしれない。
溶接問題が起こるかもしれない。
ここに指摘のように、合金の電気アーク炉溶融、窒素吹
き込みによるAOD精製、その後のESR再溶融は、最
終製品の改良収量および窒化物のより良い分散のため、
インゴットの空気誘導電気炉−16= 溶融法よりも好ましい製法である。窒素添加の追加の予
想外の利益は、窒素含量を増大するにつれて削剥帯の深
さの顕著な減少(クロムおよびアルミニウム含量の枯渇
)である。表■は、合金C1D、2の削剥帯の深さを示
す。ベース合金における合金枯渇に対する抵抗性のこの
劇的増大は、粒度保持、付随的に酸化物スケール密度お
よびテナシティ−に対する窒素の効果に起因する。
き込みによるAOD精製、その後のESR再溶融は、最
終製品の改良収量および窒化物のより良い分散のため、
インゴットの空気誘導電気炉−16= 溶融法よりも好ましい製法である。窒素添加の追加の予
想外の利益は、窒素含量を増大するにつれて削剥帯の深
さの顕著な減少(クロムおよびアルミニウム含量の枯渇
)である。表■は、合金C1D、2の削剥帯の深さを示
す。ベース合金における合金枯渇に対する抵抗性のこの
劇的増大は、粒度保持、付随的に酸化物スケール密度お
よびテナシティ−に対する窒素の効果に起因する。
表■
1165°C(2130下)での600時間後の剋C5
0 D 12 表I、II、■のデータを含めて前記のことか与えられ
るならば、本発明は、(1)高温での良好な耐酸化性、
(2)このような温度における高い応力−破断寿命、お
よび(3)比較的安定な微細構造を含めて望ましい冶金
学的性質の組み合わせを与えるニッケルクロム合金を提
供することが認められるであろう。合金は、(4)粒お
よび粒界全体にわたって窒化チタン(T i N)の実
質上均一な分布によって特徴づけられる。窒素量なくと
も0.04%か存在するならば、窒化物は、微細構造物
において融点近くまで安定である。窒素量最小0.03
5%までか、成る場合には満足であるかもしれない。こ
のことは、約2125〜2150’F (1163〜1
177°C)で溶液に戻る傾向かある(その際、何もの
も粒度を制御するのに残らない) M 23 C6型の
炭化物と顕著に対照的である。(5)粒度は、約15ミ
ルを超えないことか有利である(好ましくは12ミル以
下であり、粒の大きさは合金表面に外方に均一である)
。
0 D 12 表I、II、■のデータを含めて前記のことか与えられ
るならば、本発明は、(1)高温での良好な耐酸化性、
(2)このような温度における高い応力−破断寿命、お
よび(3)比較的安定な微細構造を含めて望ましい冶金
学的性質の組み合わせを与えるニッケルクロム合金を提
供することが認められるであろう。合金は、(4)粒お
よび粒界全体にわたって窒化チタン(T i N)の実
質上均一な分布によって特徴づけられる。窒素量なくと
も0.04%か存在するならば、窒化物は、微細構造物
において融点近くまで安定である。窒素量最小0.03
5%までか、成る場合には満足であるかもしれない。こ
のことは、約2125〜2150’F (1163〜1
177°C)で溶液に戻る傾向かある(その際、何もの
も粒度を制御するのに残らない) M 23 C6型の
炭化物と顕著に対照的である。(5)粒度は、約15ミ
ルを超えないことか有利である(好ましくは12ミル以
下であり、粒の大きさは合金表面に外方に均一である)
。
本発明の合金はフリット製造用炉中のローラーの挙動に
関して説明されたが、合金は、加熱エレメント、点火管
、放射管、燃焼器部品、バーナー、熱交換器、炉取付具
、消音器、ベルトなどにも有用であると思われる。金属
およびセラミックプロセス工業、化学薬品製造および石
油および石油化学加重[工業は、本発明の合金が1すに
有用であると思われる工業の例示である。
関して説明されたが、合金は、加熱エレメント、点火管
、放射管、燃焼器部品、バーナー、熱交換器、炉取付具
、消音器、ベルトなどにも有用であると思われる。金属
およびセラミックプロセス工業、化学薬品製造および石
油および石油化学加重[工業は、本発明の合金が1すに
有用であると思われる工業の例示である。
本発明は好ましい態様とともに説明されたが、当業者が
容易に理解するであろうように、修正および変形は本発
明の精神および範囲から逸脱せずに施すことかできるこ
とが理解されるべきである。
容易に理解するであろうように、修正および変形は本発
明の精神および範囲から逸脱せずに施すことかできるこ
とが理解されるべきである。
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。
であるとみなされる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、(a)高温での高められた耐酸化性、 (b)このような温度における良好な応力破断寿命、お
よび(c)制御された粒度によって特徴づけられる高ニ
ッケル−クロム合金であって、前記合金が本質上ニッケ
ル約55〜65%、クロム約19〜28%、アルミニウ
ム約0.75〜2%、チタン約0.2〜1%、窒素約0
.04〜0.1%、炭素約0.1%まで、ケイ素、モリ
ブデン、マンガンおよびニオブの各々1%まで、ホウ素
0.1%まで、残部が本質上鉄からなることを特徴とす
る高ニッケル−クロム合金。 2、ニッケル約58〜63%、クロム21〜25%、ア
ルミニウム1〜2%、チタン0.3〜0.7%、ケイ素
0.1〜0.6%とモリブデン0.1〜0.8%との少
なくとも1種、マンガン0.6%まで、ニオブ0.4%
まで、炭素 0.02〜0.1%および窒素0.04〜 0.08%を含有する、特許請求の範囲第1項に記載の
合金。 3、ケイ素とモリブデンとの両方を含有する、特許請求
の範囲第2項に記載の合金。 4、(a)高温での高められた耐酸化性、 (b)このような温度における良好な応力破断寿命、お
よび(c)制御された粒度によって特徴づけられる高ニ
ッケル−クロム合金であって、前記合金が本質上ニッケ
ル約55〜65%、クロム約19〜28%、アルミニウ
ム約0.75〜2%、チタン約0.2〜1%、窒素約0
.04〜0.1%、炭素約0.1%まで、ケイ素、モリ
ブデン、マンガンおよびニオブの各々1%まで、ホウ素
0.1%まで、残部が本質上鉄からなることを特徴とす
る高ニッケル−クロム合金から形成された炉ローラー。 5、カルシウム0.1%までとマグネシウム0.1%ま
での少なくとも1種を含有する、特許請求の範囲第1項
ないし第3項のいずれか1項に記載の合金。 6、(a)高温での高められた耐酸化性、 (b)このような温度における良好な応力破断寿命、お
よび(c)制御された粒度によって特徴づけられる高ニ
ッケル−クロム合金であって、前記合金が本質上ニッケ
ル約55〜65%、クロム約19〜28%、アルミニウ
ム約0.75〜2%、チタン約0.2〜1%、窒素約0
.035〜0.1%、炭素約0.1%まで残部本質上鉄
からなり、前記合金は更に粒および粒界全体にわたって
実質上均一に分布された窒化チタンを有する比較的安定
な微細構造(平均粒度は約15ミルを超えない)を有す
ることを特徴とする、高ニッケル−クロム合金。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US88162386A | 1986-07-03 | 1986-07-03 | |
US881623 | 1986-07-03 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6326321A true JPS6326321A (ja) | 1988-02-03 |
Family
ID=25378853
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62166780A Pending JPS6326321A (ja) | 1986-07-03 | 1987-07-03 | 高ニッケル−クロム合金 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP0251295B1 (ja) |
JP (1) | JPS6326321A (ja) |
KR (1) | KR880001836A (ja) |
AU (1) | AU7505687A (ja) |
BR (1) | BR8703367A (ja) |
CA (1) | CA1304608C (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014513200A (ja) * | 2011-02-23 | 2014-05-29 | オウトクンプ ファオデーエム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 良好な加工性を有するニッケル−クロム−鉄−アルミニウム合金 |
JP2015531821A (ja) * | 2012-08-10 | 2015-11-05 | ファオデーエム メタルズ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングVDM Metals GmbH | 良好な加工性を有するニッケル−クロム−鉄−アルミニウム合金の使用 |
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US4787945A (en) * | 1987-12-21 | 1988-11-29 | Inco Alloys International, Inc. | High nickel chromium alloy |
DE4111821C1 (ja) * | 1991-04-11 | 1991-11-28 | Vdm Nickel-Technologie Ag, 5980 Werdohl, De | |
ATE123819T1 (de) * | 1991-12-20 | 1995-06-15 | Inco Alloys Ltd | Gegen hohe temperatur beständige ni-cr-legierung. |
JP2904066B2 (ja) * | 1995-08-31 | 1999-06-14 | 松下電器産業株式会社 | 温度センサ及びその製造方法 |
AT408665B (de) | 2000-09-14 | 2002-02-25 | Boehler Edelstahl Gmbh & Co Kg | Nickelbasislegierung für die hochtemperaturtechnik |
FR2833019B1 (fr) * | 2001-11-30 | 2004-09-10 | Imphy Ugine Precision | Alliage ferromagnetique pour la cuisson par induction |
JP3814822B2 (ja) * | 2002-03-08 | 2006-08-30 | 三菱マテリアル株式会社 | 高温熱交換器用フィンおよびチューブ |
SE529003E (sv) * | 2005-07-01 | 2011-10-11 | Sandvik Intellectual Property | Ni-Cr-Fe-legering för högtemperaturanvändning |
ES2671703T3 (es) | 2007-10-05 | 2018-06-08 | Sandvik Intellectual Property Ab | Un acero reforzado por dispersión como material un rodillo para un horno de solera de rodillos |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3146136A (en) * | 1961-01-24 | 1964-08-25 | Rolls Royce | Method of heat treating nickel base alloys |
US3607243A (en) * | 1970-01-26 | 1971-09-21 | Int Nickel Co | Corrosion resistant nickel-chromium-iron alloy |
SU464648A1 (ja) * | 1973-10-02 | 1975-03-25 |
-
1987
- 1987-06-29 CA CA000540806A patent/CA1304608C/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-30 EP EP87109408A patent/EP0251295B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-07-02 AU AU75056/87A patent/AU7505687A/en not_active Abandoned
- 1987-07-02 KR KR1019870007029A patent/KR880001836A/ko not_active Application Discontinuation
- 1987-07-02 BR BR8703367A patent/BR8703367A/pt unknown
- 1987-07-03 JP JP62166780A patent/JPS6326321A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014513200A (ja) * | 2011-02-23 | 2014-05-29 | オウトクンプ ファオデーエム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 良好な加工性を有するニッケル−クロム−鉄−アルミニウム合金 |
US9476110B2 (en) | 2011-02-23 | 2016-10-25 | Vdm Metals International Gmbh | Nickel—chromium—iron—aluminum alloy having good processability |
JP2015531821A (ja) * | 2012-08-10 | 2015-11-05 | ファオデーエム メタルズ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングVDM Metals GmbH | 良好な加工性を有するニッケル−クロム−鉄−アルミニウム合金の使用 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0251295A2 (en) | 1988-01-07 |
EP0251295B1 (en) | 1992-01-22 |
KR880001836A (ko) | 1988-04-27 |
AU7505687A (en) | 1988-01-07 |
BR8703367A (pt) | 1988-03-15 |
CA1304608C (en) | 1992-07-07 |
EP0251295A3 (en) | 1989-03-01 |
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