KR20130122661A - 우수한 가공성을 갖는 니켈-크롬-철-알루미늄 합금 - Google Patents

우수한 가공성을 갖는 니켈-크롬-철-알루미늄 합금 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 12 wt% 내지 28 wt%의 크롬, 1.8 wt% 내지 3.0 wt%의 알루미늄, 1.0 wt% 내지 15 wt%의 철, 0.01 wt% 내지 0.5 wt% 실리콘, 0.005 wt% 내지 0.5 wt%의 망간, 0.01 wt% 내지 0.20 wt%의 이트륨, 0.02 wt% 내지 0.60 wt%의 티타늄, 0.01 wt% 내지 0.2 wt%의 지르코늄, 0.0002 wt% 내지 0.05 wt%의 마그네슘, 0.0001 wt% 내지 0.05 wt%의 칼슘, 0.03 wt% 내지 0.11 wt%의 탄소, 0.003 wt% 내지 0.05 wt%의 질소, 0.0005 wt% 내지 0.008 wt%의 붕소, 0.0001 wt% 내지 0.010 wt%의 산소, 0.001 wt% 내지 0.030 wt%의 인, 최대 0.010 wt%의 황, 최대 0.5 wt%의 몰리브덴, 최대 0.5 wt%의 텅스텐, 잔량의 니켈 및 공정에서 발생되는 통상적인 오염물을 가지며, 하기의 관계식을 만족하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금에 관한 것이다: 7.7 C - x·a < 1.0, 이때, PN > 0 인 경우, a = PN 이고, 또는, PN ≤ 0 인 경우, a = 0 이며, 그리고, x = (1.0 Ti + 1.06 Zr)/(0.251 Ti + 0.132 Zr), 여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr - 0.857 N 이며, 그리고, Ti, Zr, N, C 는 관련 원소의 질량% 단위의 농도이다.

Description

우수한 가공성을 갖는 니켈-크롬-철-알루미늄 합금{Nickel-chromium-iron-aluminum alloy having good processability}
본 발명은, 우수한 고온에서의 내부식성, 우수한 내크리프성(creep resistance), 및 향상된 가공성을 갖는 니켈-크롬-철-알루미늄 합금에 관한 것이다.
다양한 니켈, 크롬, 및 알루미늄 함량을 갖는 오스테나이트계(austenitic) 니켈-크롬-철-알루미늄 합금은, 퍼니스 축조에서 그리고 화학 공정 산업에서, 오랫동안 사용되어 왔다. 이러한 용도를 위해서는, 우수한 고온에서의 내부식성 및 우수한 내열성/내크리프성이, 1000 ℃를 넘는 온도에서도, 요구된다.
일반적으로, 주목되어야 하는 바와 같이, 표 1에 표시된 합금의 고온에서의 내부식성은, 증가하는 크롬 함량에 따라 증가한다. 이들 합금 모두는, 크롬 옥사이드 층(Cr2O3)과 그 밑에 깔려 있는 Al2O3 층을 형성하며, 이때, Al2O3 층은 다소간 폐쇄된다. Y 또는 Ce와 같은 강한 산소-동족성(oxygen-affine) 원소의 소량 첨가는, 예를 들어, 내산화성을 향상시킨다. 크롬 함량은, 적용 영역에서의 사용 과정 동안에, 보호층을 축적하느라고 서서히 소비된다. 이러한 이유로, 이러한 재료의 유효 수명은 크롬 함량 증가에 따라 증가하는데, 그 이유는, 보호층을 형성하는 원소인 크롬의 더 높은 함량은, 크롬 함량이 임계치 아래로 떨어져서 Cr2O3 이외의 산화물(예를 들어, 철을 함유하거나 또는 니켈을 함유하는 산화물)이 형성되게 하는 시점을 늦추기 때문이다. 고온에서의 내부식성의 추가적인 증가는, 알루미늄 및 실리콘의 첨가에 의하여 달성될 수 있다. 특정 최소 함량으로 출발하여, 이들 원소는, 크롬 옥사이드 층 아래에 폐쇄된 층을 형성하며, 그에 따라, 크롬의 소비를 감소시킨다.
상기 표시된 온도에서의 내열성/내크리프성은, 다른 것들보다도, 더 높은 탄소 함량에 의하여 향상된다.
이러한 합금들의 예가 표 1에 열거되어 있다.
N06025, N06693 또는 N06603와 같은 합금들이, N06600, N06601 또는 N06690에 비하여, 우수한 내부식성을 갖는 것으로 알려져 있는데, 이는, 높은 알루미늄 함량 때문이다. N06025 또는 N06603과 같은 합금은 또한, 1000 ℃를 넘는 온도에서도 우수한 내열성/내크리프성을 보이는데, 이는, 높은 탄소 함량 때문이다. 그러나, 가공성(processability)(즉 예를 들어, 성형성(formability) 및 용접성(weldability))은 이러한 높은 알루미늄 함량 값에 의하여 약화되며, 그 약화는 알루미늄 함량 증가에 따라 모두 더욱 심해진다(N06693). 실리콘의 함량이 증가하는 경우에도 동일한 현상이 발생하는데, 실리콘은 낮은 온도에서 용융하는 니켈과의 금속간 화합물 상(intermetallic phases)을 형성한다. 예를 들어, N06025의 경우에, 특별한 용접 가스(2% 질소를 함유한 아르곤)의 사용에 의하여 용접성을 달성하는 것이 가능하였다("Nicrofer 6025 HT(ThyssenKrupp VDM)"에 대한 데이타 시트 참조). N06025 및 N06603에서의 높은 탄소 함량은 일차 카바이드(primary carbides)의 높은 함량을 야기하며, 이는, 예를 들어, 높은 성형도(degrees of forming)에서, 일차 카바이드로부터 진행하는 균열 형성을 가져오게 되는데, 이러한 현상은, 예를 들어, 딥드로잉(deep drawing) 과정 동안에 발생하는 것과 같다. 유사한 일들이 이음매 없는 파이프의 제조 과정 동안에도 발생한다. 이 경우에도, 역시, 탄소 함량 증가에 따라 문제가 더욱 악화되는데, N06025의 경우에 특히 그러하다.
EP 0 508 058 A1호에 개시된 오스테나이트계 니켈-크롬-철 합금은, 0.12 ~ 0.3 wt%의 C, 23 ~ 30 wt%의 Cr, 8 ~ 11 wt%의 Fe, 1.8 ~ 2.4 wt%의 Al, 0.01 ~ 0.15 wt%의 Y, 0.01 ~ 1.0 wt%의 Ti, 0.01 ~ 1.0 wt%의 Nb, 0.01 ~ 0.2 wt%의 Zr, 0.001 ~ 0.015 wt%의 Mg, 0.001 ~ 0.01 wt%의 Ca, 최대 0.03 wt%의 N, 최대 0.5 wt%의 Si, 최대 0.25 wt%의 Mn, 최대 0.02 wt%의 P, 최대 0.01 wt%의 S, 잔량의 Ni로 이루어지고, 불가피한 용용 관련 오염물을 포함한다.
EP 0 549 286호에 개시된 내고온성 Ni-Cr 합금은, 55 ~ 65 wt%의 Ni, 19 ~ 25 wt%의 Cr, 1 ~ 4.5 wt%의 Al, 0.045 ~ 0.3 wt%의 Y, 0.15 ~ 1 wt%의 Ti, 0.005 ~ 0.5 wt%의 C, 0.1 ~ 1.5 wt%의 Si, 0 ~ 1 wt%의 Mn, 및 총함량이 적어도 0.005 wt%인 Mg, Ca, Ce를 함유하는 군의 원소들 중의 적어도 하나, 총함량이 0.5 wt% 미만인 Mg + Ca, 1 wt% 미만의 Ce, 0.0001 ~ 0.1 wt%의 B, 0 ~ 0.5 wt%의 Zr, 0.0001 ~ 0.2 wt%의 N, 0 ~ 10 wt%의 Co, 잔량의 철 및 오염물을 함유한다.
DE 600 04 737 T2호로부터 공지된 내열성 니켈계 합금은, 0.1 wt% 이하의 C, 0.01 ~ 2 wt%의 Si, 2 wt% 이하의 Mn, 0.005 wt% 이하의 S, 10 ~ 25 wt%의 Cr, 2.1 wt% 이상 4.5 wt% 미만의 Al, 0.055 wt% 이하의 N, 총함량이 0.001 ~ 1 wt%인 B, Zr, Hf 원소들 중의 적어도 하나(그에 따라, 상기 서술된 원소들은 다음의 함량으로 존재할 수 있음: B ≤ 0.03 wt%, Zr ≤ 0.2 wt%, Hf < 0.8), 0.01 ~ 15 wt%의 Mo, 0.01 ~ 9 wt%의 W, (그에 따라, 존재하는 Mo + W의 총 함량은 2.5 ~ 15 wt%일 수 있음), 0 ~ 3 wt%의 Ti, 0 ~ 0.01 wt%의 Mg, 0 ~ 0.01 wt%의 Ca, 0 ~ 10 wt%의 Fe, 0 ~ 1 wt%의 Nb, 0 ~ 1 wt%의 V, 0 ~ 0.1 wt%의 Y, 0 ~ 0.1%의 La, 0 ~ 0.01 wt%의 Ce, 0 ~ 0.1 wt%의 Nd, 0 ~ 5 wt%의 Cu, 0 ~ 5 wt%의 Co, 잔량의 니켈을 함유한다. Mo 및 W에 대하여, 하기의 관계식이 만족되어야 한다:
2.5 ≤ Mo + W ≤ 15 (1)
본 발명의 기초가 되는 기술적 과제는, 충분히 높은 니켈, 크롬, 및 알루미늄 함량에서,
- 우수한 가공성, 즉 예를 들면, 성형성, 딥드로우닝 가능성(deep drawing ability), 및 용접성을 보이고,
- N06025와 유사한 정도의 우수한 내부식성을 보이고,
- 우수한 내열성/내크리프성을 보이는
합금을 설계하는 데 있다.
이러한 기술적 과제는, 12 wt% 내지 28 wt%의 크롬, 1.8 wt% 내지 3.0 wt%의 알루미늄, 1.0 wt% 내지 15 wt%의 철, 0.01 wt% 내지 0.5 wt% 실리콘, 0.005 wt% 내지 0.5 wt%의 망간, 0.01 wt% 내지 0.20 wt%의 이트륨, 0.02 wt% 내지 0.60 wt%의 티타늄, 0.01 wt% 내지 0.2 wt%의 지르코늄, 0.0002 wt% 내지 0.05 wt%의 마그네슘, 0.0001 wt% 내지 0.05 wt%의 칼슘, 0.03 wt% 내지 0.11 wt%의 탄소, 0.003 wt% 내지 0.05 wt%의 질소, 0.0005 wt% 내지 0.008 wt%의 붕소, 0.0001 wt% 내지 0.010 wt%의 산소, 0.001 wt% 내지 0.030 wt%의 인, 최대 0.010 wt%의 황, 최대 0.5 wt%의 몰리브덴, 최대 0.5 wt%의 텅스텐, 잔량의 니켈 및 통상적인 공정-관련(process-related) 오염물을 가지며, 하기의 관계식을 만족하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금에 의하여 달성된다:
0 < 7.7 C - x·a < 1.0 (2)
이때, PN > 0 인 경우, a = PN (3a)
또는, PN ≤ 0 인 경우, a = 0 (3b)
그리고, x = (1.0 Ti + 1.06 Zr)/(0.251 Ti + 0.132 Zr) (3c)
여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr - 0.857 N (4)
그리고, Ti, Zr, N, C 는 이들 원소의 질량% 단위의 농도이다.
본 발명의 목적의 유리한 추가적인 확장은 관련된 종속항으로부터 유도될 수 있다.
원소 크롬에 대한 범위는 12 wt%와 28 wt%의 사이에 놓이며, 그에 따라, 크롬 함량은 구체적인 용도에 따라 다음과 같이 존재할 수 있고, 구체적인 용도에 따라 합금 내에서 조절된다.
바람직한 범위는 다음과 같이 재현된다:
- 16 wt% 내지 28 wt%
- 20 wt% 내지 28 wt%
- 24 wt% 초과 27 wt% 이하
- 19 wt% 내지 24 wt%
알루미늄 함량은 1.8 wt%과 3.0 wt%의 사이에 놓이며, 그에 따라, 이 경우에도 역시, 합금의 구체적인 용도에 따라, 알루미늄 함량은 다음과 같이 존재할 수 있다:
- 1.9 wt% 내지 2.9 wt%
- 1.9 wt% 내지 2.5 wt%
- 2.0 wt% 초과 2.5 wt% 이하
철 함량은 1.0 wt%와 15 wt%의 사이에 놓이며, 그에 따라, 구체적인 용도에 따라, 상기 범위 내의 특정 함량으로 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 1.0 wt% 내지 11.0 wt%
- 1.0 wt% 내지 7.0 wt%
- 7.0 wt% 내지 11.0 wt%
실리콘 함량은 0.01 wt%와 0.50 wt%의 사이에 놓인다. 바람직하게는, 합금 중의 Si는 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.01 wt% 내지 0.20 wt%
- 0.01 wt% 이상 0.10 wt% 미만
원소 망간에 대해서도 마찬가지이며, 원소 망간은 0.005 wt% 내지 0.5 wt%로 합금 중에 함유될 수 있다. 다른 대안으로서, 하기의 범위가 또한 가능하다:
- 0.005 wt% 내지 0.20 wt%
- 0.005 wt% 내지 0.10 wt%
- 0.005 wt% 이상 0.05 wt% 미만
본 발명의 목적은 바람직하게는, 재료의 특성이, 0.01 wt% 내지 0.20 wt%의 함량으로 원소 이트륨을 첨가함으로써, 본질적으로 조절된다는 전제로부터 비롯된다. 바람직하게는, 합금 중의 Y는 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.01 wt% 내지 0.15 wt%
- 0.02 wt% 내지 0.15 wt%
- 0.01 wt% 내지 0.10 wt%
- 0.02 wt% 내지 0.10 wt%
- 0.01 wt% 이상 0.045 wt% 미만.
선택적으로, 이트륨은 또한, 다음에 의하여, 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.20 wt%의 란탄 및/또는 0.001 wt% 내지 0.20 wt%의 세륨.
바람직하게는, 상기 대체물은, 각 경우에, 합금 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.15 wt%.
티타늄 함량은 0.02 wt%와 0.60 wt%의 사이에 놓인다. 바람직하게는, Ti는 합금 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.03 wt% 내지 0.30 wt%,
- 0.03 wt% 내지 0.20 wt%.
선택적으로, 티타늄은 다음에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.60 wt%의 니오브.
바람직하게는, 이 대체물은 합금 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.30 wt%.
선택적으로, 티타늄은 또한 다음에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.60 wt%의 탄탈.
바람직하게는, 이 대체물은 합금 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.30 wt%.
지르코늄 함량은 0.01 wt%와 0.20 wt%의 사이에 놓인다. 바람직하게는, Zr은 합금 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.01 wt% 내지 0.15 wt%.
- 0.01 wt% 내지 0.08 wt%.
- 0.01 wt% 내지 0.06 wt%.
선택적으로, 지르코늄은 또한 다음에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있다:
- 0.001 wt% 내지 0.2 wt%의 하프늄.
마그네슘 또한, 0.0002 wt% 내지 0.05 wt%의 함량으로, 함유된다. 바람직하게는, 이 원소를 합급 중에서 다음과 같이 조절할 수 있다:
- 0.0005 wt% 내지 0.03 wt%.
합금은 또한 칼슘을, 0.0001 wt% 내지 0.05 wt%의, 특히 0.0005 wt% 내지 0.02 wt%의 함량으로, 더 함유한다.
합금은 0.03 wt% 내지 0.11 wt%의 탄소를 함유한다. 바람직하게는, 이 원소는 합급 중에서, 상기 범위 내에서 다음과 같이 조절될 수 있다:
- 0.04 wt% 내지 0.10 wt%.
원소 질소에 대해서도 같은 방식이 적용된다. 질소는 0.003 wt% 내지 0.05 wt%의 함량으로 함유된다. 바람직한 함량은 다음과 같이 존재할 수 있다:
- 0.005 wt% 내지 0.04 wt%.
원소 붕소 및 산소는 합금 중에 다음과 같이 함유된다:
- 0.0005 wt% 내지 0.008 wt%의 붕소
- 0.0001 wt% 내지 0.010 wt%의 산소.
바람직한 함량은 다음과 같이 존재할 수 있다:
- 0.0015 wt% 내지 0.008 wt%의 붕소
합금은 또한, 0.001 wt% 내지 0.030 wt%의, 특히 0.002 wt% 내지 0.020 wt%의 함량으로, 인을 더 함유한다.
원소 황은 합금 중에서 다음과 같이 존재할 수 있다:
- 최대 0.010 wt%의 황
몰리브덴 및 텅스텐은 합금 중에, 개별적으로 또는 조합으로, 함유될 수 있으며, 그 함량은 각각의 경우에 최대 0.50 wt%일 수 있다. 바람직한 함량은 다음과 같이 존재할 수 있다:
- Mo : 최대 0.20 wt%
- W : 최대 0.20 wt%
- Mo : 최대 0.10 wt%
- W : 최대 0.10 wt%
- Mo : 최대 0.05 wt%
- W : 최대 0.05 wt%
Ti, Zr, N, 및 C 사이의 상호작용을 묘사하는 하기의 관계식이 만족되어야 한다:
⊙ 0 < 7.7 C - x·a < 1.0 (2)
이때, PN > 0 인 경우, a = PN (3a)
또는, PN ≤ 0 인 경우, a = 0 (3b)
그리고, x = (1.0 Ti + 1.06 Zr)/(0.251 Ti + 0.132 Zr) (3c)
여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr - 0.857 N (4)
그리고, Ti, Zr, N, C 는 이들 원소의 질량% 단위의 농도이다.
⊙ 바람직한 범위는 다음과 같이 조절될 수 있다:
0 << 7.7 C - x·a < 0.90 (2a)
Zr이 Hf에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체되는 경우에는, 관계식 3c 및 4는 다음과 같이 변화될 수 있다:
⊙ x = (1.0 Ti + 1.06 Zr + 0.605 Hf)/(0.251 Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf) (3c-1)
여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf - 0.857 N (4-1)
그리고, Ti, Zr, Hf, N, C는 이들 원소의 질량% 단위의 농도이다.
또한, 합금은 0.01 wt% 내지 5.0 wt%의 코발트를 함유할 수 있으며, 이는 추가적으로 다음과 같이 한정될 수도 있다:
- 0.01 wt% 내지 2.0 wt%
- 0.1 wt% 내지 2.0 wt%
- 0.01 wt% 내지 0.5 wt%.
또한, 최대 0.1 wt%의 바나듐이 합금 중에 함유될 수 있다.
마지막으로, 구리, 납, 아연, 및 주석 원소들이 오염물로서 존재할 수도 있으며, 그 함량은 다음과 같다:
Cu : 최대 0.50 wt%
Pb : 최대 0.002 wt%
Zn : 최대 0.002 wt%
Sn : 최대 0.002 wt%.
구리의 함량은 다음과 같이 추가적으로 한정될 수 있다:
Cu : 0.015 wt% 미만
본 발명에 따른 합금은 바람직하게는, 개방 방식으로 용융된 후, VOD 또는 VLF 시스템에서 처리된다. 블록 형태로 주조되거나 압출 성형체로 된 후, 합금은 원하는 반제품 형태로 열간 성형되며, 필요한 경우, 2 시간 내지 70 시간 동안 900 ℃ 내지 1270 ℃의 중간 어닐링 단계를 거칠 수 있다. 이 재료의 표면은, 필요한 경우, 세척 단계 사이에 및/또는 세척 종료시에, (여러 회), 화학적으로 및/또는 기계적으로 제거될 수 있다. 열간 성형 종료 후에, 필요한 경우, 성형도(forming degrees) 최대 98%로 원하는 반제품의 형태가 되도록, 냉간 성형을 거칠 수 있으며, 이때, 필요한 경우, 0.1 분 내지 70 시간 동안 800 ℃ 내지 1250 ℃의 중간 어닐링 단계를 거칠 수 있고, 이때, 필요한 경우, 중간 어닐링은 아르곤 또는 수소와 같은 보호 가스의 존재하에서 진행될 수 있으며, 중간 어닐링 다음에는, 예를 들면, 공기 중에서, 이동되는 어닐링 분위기에서, 또는 수조에서, 냉각될 수 있다. 나중에, 0.1 분 내지 70 시간 동안 800 ℃ 내지 1250 ℃의 온도 범위에서의 어닐링을, 필요한 경우, 아르곤 또는 수소와 같은 보호 가스의 존재 하에서, 거칠 수 있고, 그 다음, 예를 들면, 공기 중에서, 이동되는 어닐링 분위기에서, 또는 수조에서의 냉각 과정을 거칠 수 있다. 필요한 경우, 이 재료 표면의 화학적 및/또는 기계적 세척 과정이 삽입될 수 있다.
본 발명에 따른 합금은, 스트립(strip), 시트(sheet), 로드(rod), 와이어(wire), 길이방향 이음매를 갖도록 용접된 파이프(pipe), 및 이음매 없는 파이프와 같은 제품 형태로, 제조되거나 잘 사용될 수 있다.
본 발명에 따른 합금은, 퍼니스 축조(furnace construction)에서, 예를 들면, 어닐링 퍼니스용 머플(muffles), 퍼니스 롤러, 또는 지지 프레임으로서의 용도로, 바람직하게 사용될 수 있다.
추가적인 적용 분야는, 석유화학 산업에서의 또는 태양열 발전 플랜트에서의 파이프로서의 용도이다.
마찬가지로, 본 발명의 합금은, 예열 플러그용 외벽(mantle)으로서의, 촉매적 컨버터 지지 포일(catalytic converter support foil)로서의, 그리고 배기 가스 시스템의 부품으로서의 용도로 사용될 수 있다.
본 발명에 따른 합금은, 딥드로운 부품(deep-drawn parts)의 제조에도 매우 적합하다.
도 1은, 공기 중의 1,100 ℃에서의 산화 실험 결과이다.
수행된 시험:
실온에서 DIN EN ISO 6892-1에 따른 인장 시험으로 성형성( formability )을 측정하였다. 이와 관련하여, 연신율 한계 Rp0 .2, 인장 강도 Rm, 및 파단 연신율 A를 측정하였다. 연신율 A를 초기 측정 세그먼트 L0의 연장(lengthening)으로부터, 파단 샘플에 대해서 측정하였다:
A = (LU-L0)/L0 100% = △L/L0 100%
여기서, LU = 파단 후 측정 길이.
측정 길이에 따른, 파단 연신율의 인덱스를 제공하였다:
예를 들어, A5에 대하여 측정 길이는 L0 = 5ㆍd0 이고, d0 = 원형 샘플의 초기 지름이다.
측정 영역의 지름이 6 mm이고 측정 길이 L0 가 30 mm인 원형 샘플에 대해 시험을 수행하였다. 샘플 채취는 반제품의 성형 방향에 거슬러 이뤄졌다. 성형 속도는 Rp0 .2에서 10 MPA/s이었고, Rm에서 6.7 × 10-3 l/s (40%/min)이었다.
실온의 인장 시험에서 인장율 A의 값을 취해서 변형성의 측정치로 삼을 수 있다. 훌륭한 가공성을 가진 재료라면 적어도 50%의 인장율을 가져야 한다.
여기에서, 용접성(weldability)은 고온 균열의 형성 정도에 의해 평가된다("DVS bulletin 1004-1" 참조). 고온 균열의 형성 위험이 커질수록, 재료의 용접성은 떨어진다. 고온 균열 감수성(susceptibility)은 "Federal Institute for Material Research and Testing"에서 "Modified Varestraint Transvarestraint Test (MVT test)"를 사용하여 시험되었다("DVS bulletin 1004-2" 참조). MVT 시험에서, WIG 이음매를 완전히 기계화된 방법으로, 일정한 전진 속도로, 재료 샘플의 표면 위에 놓이는데, 이 재료 샘플은 100 mm x 40 mm x 10 mm 크기의, 세로로 긴 샘플이다. 아크(arc)가 샘플의 중심을 지나갈 때, 규정된 굽힘 연신율(defined bending elongation)이 샘플에 가해지고, 그에 따라 샘플이 다이스(dies)에 의해 기지의 반경을 갖는 매트릭스의 둘레에서 굽혀진다. 이 단계의 굽힘에서, 고온 균열이, 국소의 제한된 시험 영역 내에서, MVT 샘플 위에 형성된다. 측정을 위해, 샘플이 용접 방향에 대해 상대적으로 길이 방향으로 굽혀졌다("Varestraint"방법). 시험은 1% 및 4%의 굽힘 연신율(bending elongation)로 수행되었는데, 각각의 경우에, 아르곤 5.0 및 질소 3% 함유 아르곤 분위기에서, 7.5 kJ/cm의 스트레칭 에너지를 가지며, 총 속도는 2 mm/s이었다. 고온 균열 저항은 다음과 같이 수량화되었다: 25배 광학 현미경 아래의 샘플에서 보이는 모든 응고 균열 및 재용해 균열의 길이를 더하였다. 같은 방법으로, 성형성의 감소로써 균열을 측정하였다(DDC = Ductility Dip Cracks). 이 결과를 사용하여, 재료를 "고온 균열에 대한 위험이 없음," "고온균열에 대한 경향 증가" 및 "고온 균열 위험" 범주로 분류할 수 있다.

mm 단위로 나타낸 응고 및 재용해 균열의 총 길이
굽힘
인장율		 고온 균열에 대한 위험이 없음 고온균열에 대한 경향 증가 고온 균열 위험
1%
 ≤ 0 ≤ 7.5 > 7.5
4%
 ≤15 ≤ 30 > 30
MVT 시험에서 "고온 균열에 대한 위험이 없음" 및 "고온균열에 대한 경향 증가" 범위에 있는 모든 재료들은 다음에 이어지는 조사에서 용접될 수 있는 것으로 간주되었다.
고온 내부식성을 공기 중에서, 1100℃에서의 산화 시험으로 측정하였는데, 이때, 테스트는 매 96시간마다 중단되었고, 산화로 인한 샘플의 측정치의 변화가 측정되었다(순 질량 변화 mN). 비 (순) 질량 변화(specific (net) mass change)는 샘플의 표면에 대한 질량 변화이다. 각각의 회분에서 세 개의 샘플이 에이징(aging)되었다.
내열성은 "DIN EN ISO 6892-2"에 따라 고온 인장 시험에서 측정되었다. 이와 관련하여, 연신율 한계 Rp0 .2, 인장 강도 Rm, 및 파단 연신율 A가 실온에서, 인장 시험과 유사하게 측정되었다(DIN EN ISO 6892-1).
이 시험은 지름 6 mm의 원형 샘플을 사용하여 측정 범위 내에서 수행되었으며, 초기 측정치 길이 L0는 30 mm였다. 샘플 채취는 반제품의 성형 방향에 거슬러 이뤄졌다. 성형 속도는 Rp0 .2에서 8.33 × 10-5 1/s (0.5%/min) 이었고, Rm에서는 8.33 × 10-4 1/s (5%/min)이었다.
샘플을 실온에서 인장 시험기 속에 넣고, 인장력에 의한 응력(stress)이 없는 상태에서 원하는 온도로 가열하였다. 시험 온도에 도달한 후에, 온도 평형을 위해, 샘플을 응력 없이 각각 한 시간(600℃) 또는 두 시간(700℃ 내지 1100℃)동안 유지하였다. 그 후에, 원하는 연신 속도가 유지되도록 인장 응력을 샘플에 가하고, 시험을 시작하였다.
내크리프성(creep resistance)을 느린 인장 시험(SSRT = Slow Strain Rate Test)에 의해 측정하였다. 이러한 목적을 위하여, "DIN EN ISO 6892-2"에 따른 고온 인장 시험을 1.0 x 10-6 1/s의 매우 느린 성형 속도에서 수행하였다. 이러한 연신율 속도는 이미 크리프 속도의 범위 내에 있으므로, 연신율 한계와 특히, 느린 인장 시험으로 측정된 인장 강도의 비교를 사용하여, 내크리프성에 관한 재료의 순위 매김을 수행할 수 있다.
연신율 한계 Rp0 .2, 인장 강도 Rm, 및 파단 연신율 A를 인장 시험을 위해 기술된 방법과 비슷한 방법으로 실온에서 측정하였다(DIN EN ISO 6892-1). 시험 시간을 줄이기 위해, Rm에 이르면, 약 30% 연신율 후에 시험을 중단하였고, 그렇지 않으면 Rm에 대한 연신율 A를 초과하면 시험을 중단하였다. 측정 영역 내에서 약 8 mm의 지름 및 40 mm의 측정 길이 L0를 갖는 원형 샘플을 사용하여 시험을 수행하였다. 샘플 채취는 반제품의 성형 방향에 거슬러 이뤄졌다.
샘플을 실온에서 인장 시험 기계 속에 넣고, 인장력에 의한 응력이 없는 상태에서 원하는 온도로 가열하였다. 시험 온도에 도달한 후에, 온도 평형을 위해, 샘플을 응력 없이 두 시간(700℃ 내지 1100℃)동안 유지하였다. 그 후에, 원하는 연신 속도가 유지되도록 인장 응력을 샘플에 가하고, 시험을 시작하였다.
실시예
표 2a 및 2b는 조사된 합금의 조성을 보여준다.
합금 N06025 및 N06601은 종래 기술에 따른 합금이다. 본 발명에 다른 합금은 "E"로 표기한다. 합금 N06025 및 N06601의 분석은 표 1에 표시된 범위 내에 있다. 본 발명에 따른 합금 "E"는 N06025와 N06601 사이의 중간에 있는 C 함량을 갖는다. 표 2a에서는, 관계식 2 및 4에 따른 7.7 C - xㆍa 및 PN이 더 표시되었다. PN은 표 2a의 모든 합금에 대해 0보다 크다. 7.7 C - xㆍa는 0.424에서, 본 발명에 따른 합금에 대해 바람직한 범위인 0 < 7.7 C - xㆍa < 1.0 내에 정확하게 놓인다.
종래 기술에 따른 합금, N06025에 대해, 7.7 C - xㆍa 는 1보다 큰데, 이것은 너무 큰 값이다.
종래 기술에 따른 합금, N06601에 대해, 7.7 C - xㆍa 는 0보다 작은데, 이것은 너무 작은 값이다.
이들 실시예 회분에 대해, 다음의 특성들이 비교되었다:
- 실온에서 인장 시험을 사용한 변형성
- MVT 시험을 사용한 용접성
- 산화 시험을 사용한 내부식성
- 고온 인장 시험의 내열성
- 느린 인장 시험으로부터 결과의 순위 매김을 사용한 내크리프성.
표 3은 실온에서의 인장 시험 결과를 보여준다. 본 발명에 따른 합금 "E"는, 80%를 넘는 연신율을 나타내는데, 이는 N06025 및 N06601의 그것보다 훨씬 더 크다. 이것은 N06025에 대해 놀라운 것이 아니며, 두 개의 실시예 회분 163968 및 160483의 높은 탄소 함량 0.17 wt%에 기인한 것이다. 두 회분 모두 50 % 미만의 연신율에 의한 부족한 성형성을 보여준다. 그러나, N06601에 있어서, 이것은 주목할 만한 것인데, 왜냐하면 회분 314975 및 156656은 각각 0.045 및 0.053 wt%의 탄소 함량을 가져, 본 발명에 따른 합금의 그것보다 확실히 낮으며, 0.075 wt%에서, 또한, 예상되었듯이, 50 %보다 큰 연신율을 갖기 때문이다. 이것은 0 < 7.7 C - xㆍa < 1.0 의 한계에 대한 범위를 고수하면, 종래 기술을 뛰어넘는 성형성이 얻어진다는 것을 보여준다.
표 4는 MVT 시험의 결과를 보여준다. N06601은 아르곤 가스 및 질소 3 % 함유 아르곤 가스, 둘 다로 용접될 수 있는데, 왜냐하면 1 % 굽힘 연신율에 대해 측정된 모든 총 균열 길이가 7.5 mm보다 작고, 4 % 굽힘 연신율에 대해 측정된 모든 총 균열 길이도 30 mm보다 작기 때문이다. N06025 및 본 발명에 따른 합금 "E"에 대해서, 측정된 총 균열 길이가 각각 7.5 mm(1 % 굽힘 연신율) 및 30 mm(4 % 굽힘 연신율)보다 커서, 이들 합금은 아르곤으로 용접될 수 없다. 그러나, 질소 3 % 함유 아르곤의 경우, 측정된 총 균열 길이가 확실히 각각 7.5 mm (1 % 굽힘 연신율), 30 mm (4 % 굽힘 연신율)보다 작아서, N06025 및 본 발명에 따른 합금 "E"는 질소 3% 함유 아르곤으로 용접될 수 있다.
도 1은 공기 중에서 1100℃에서 산화 시험의 결과를 보여준다. 샘플의 비(순) 질량 변화를 에이징 시간의 함수로서 플롯하였다(각 회분의 3개 샘플의 평균치). N06601 회분은 시작부터 마이너스의 비 질량 변화를 보여주는데, 이것은 크롬 산화물의 극심한 플레이킹(flaking) 및 증발에 의해 발생된다. N06025 및 본 발명에 따른 합금 "E"의 경우에, 시작에서 약간의 질량 증가 변화를 보이다가 시간이 지남에 따라 적당한 감소가 이어졌다. 이것은 두 합금이 모두 1100℃에서 낮은 산화 속도 및 매우 적은 플레이킹 만을 갖는다는 것을 보여준다. 본 발명에 따른 합금 "E"의 거동은, 요구되는 바와 같이, N06025의 거동과 비슷하다.
표 5는, 600 ℃, 700 ℃, 800 ℃, 900 ℃, 및 1,100 ℃에서의 고온 인장 시험 결과를 보여 준다. 예상된 바와 같이, Rp0 .2 및 Rm 둘 다에서 가장 높은 값은 N06025가 보였고, 가장 낮은 값은 N06601이 보였다. 본 발명에 따른 합금 "E"의 값은 그 사이에 위치하였고, 그에 따라, 800 ℃에서, 본 발명에 따른 합금 "E"의 값은, Rp0 .2 및 Rm 둘 다에서, N06025의 값보다 컸다. 고온 인장 시험에서의 연신율 값은 모든 합금에 대하여 충분히 컸다. 1,100 ℃에서는, 본 발명에 따른 합금 "E"와 N06601의 사이에 차이가 더 이상 발견되지 않았는데, 이는 측정 정밀도에 기인한 것이다.
표 6은, 700 ℃, 800 ℃, 및 1,100 ℃에서의 느린 인장 시험 결과를 보여 준다. 예상된 바와 같이, Rp0 .2 및 Rm 둘 다에서 가장 높은 값은 N06025가 보였고, 가장 낮은 값은 N06601이 보였다. 본 발명에 따른 합금 "E"의 값은 Rp0 .2의 경우 그 사이에 위치하였고; 700 ℃ 및 800 ℃에서의 Rm의 경우에는, 본 발명에 따른 합금 "E"의 값은 N06025와 동등하게 우수하거나 더 우수하였다. 느린 인장 시험에서의 연신율은 모든 합금에 대하여 충분히 컸다. 1,100 ℃에서는, 본 발명에 따른 합금 "E"와 N06601의 사이에 차이가 더 이상 발견되지 않았는데, 이는 측정 정밀도에 기인한 것이다.
700 ℃ 및 800 ℃에서, N06025 및 본 발명에 따른 합금 "E"의 느린 인장 시험에서의 Rm 은 서로 대등하였다. 즉, 예상될 수 있는 바와 같이, 이들 온도에서, N06025 및 본 발명에 따른 합금 "E"의 내크리프성은 서로 대등하다. 이로부터 알 수 있는 바와 같이, 0 < 7.7 C - x·a < 1.0 Rm의 바람직한 범위에 있는 합금의 경우, 그 내크리프성은 "Nicrofer 6025 HT"의 내크리프성과 대등하며, 이와 동시에, 본 발명에 따른 합금 "E"의 가공성은 N06025에 비하여 더 우수하다.
그러므로, 본 발명에 따른 합금 "E"에 대한 청구된 한계는, 상세하게는 다음과 같이 설명될 수 있다:
합금 생산 비용은 철 함량 감소에 따라 증가한다. 1 wt% 아래에서는, 그 비용이 과도하게 증가하는데, 이는, 특수한 예비 재료가 사용되어야 하기 때문이다. 그러므로, 비용 문제를 고려할 때, 1 wt%의 Fe를 하한으로 보아야 한다.
철 함량 증가에 따라, 상 안정성(취성(brittleness)을 야기하는 상의 형성)이 감소하는데, 특히, 높은 크롬 및 알루미늄 함량에서 그러하다. 그러므로, 15 wt%의 Fe는 본 발명에 따른 합금에 대한 실용적인 상한치이다.
과도하게 낮은 Cr 함량은, Cr 농도가 임계치 아래로 매우 빠르게 떨어진다는 것을 의미한다. 그러므로, 12 wt%의 Cr은 크롬에 대한 하한치이다. 과도하게 높은 Cr 함량은 합금의 가공성을 악화시킨다. 그러므로, 28 wt%의 Cr을 상한치로 보아야 한다.
크롬 옥사이드 층 밑에 깔리는 알루미늄 옥사이드 층의 형성은 산화 속도를 감소시킨다. 1.8 wt%의 Al 함량 아래에서는, 알루미늄 옥사이드 층이 너무 많은 틈을 함유하여 그 효과를 충분히 발현할 수 없다. 과도하게 높은 Al 함량은 합금의 가공성을 약화시킨다. 그러므로, 3.0 wt%의 Al 함량이 상한치를 형성한다.
Si는 본 발명의 합금의 제조에 필요하다. 그러므로, 최소한 0.01 wt%의 함량이 요구된다. 과도하게 높은 함량은 가공성을 약화시킨다. 그러므로, Si 함량은 0.5 wt% 이하로 제한된다.
최소한 0.005 wt%의 Mn 함량이 가공성 향상을 위하여 필요하다. 망간은 내산화성을 감소시키기 때문에, 망간은 0.5 wt% 이하로 제한된다.
이미 언급한 바와 같이, 산소-동족성(oxygen-affine) 원소의 첨가는 내산화성을 향상시킨다. 그 이유는, 이들이 산화물 층 내로 들어가서, 거기에 있는 그레인 경계(grain boundaries) 상의 산소 확산 경로를 차단하기 때문이다.
최소 0.01 wt%의 Y 함량이, Y의 내산화성 향상 효과를 얻는데 필요하다. 비용상의 이유로 그 상한치는 0.20 wt%에 놓여 진다.
Y는 Ce 및/또는 La에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있는데, 그 이유는, 이들 원소 역시, Y처럼, 내산화성을 향상시키기 때문이다. 대체함에 있어서, 0.001 wt%의 함량으로 시작하는 것이 가능하다. 상한치는 비용상의 이유로 0.20 wt%의 Ce 또는 0.20 wt%의 La에 놓여 진다.
티타늄은 내고온성(high-temperature resistance)을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.02 wt%가 필요하다. 0.6 wt%부터는, 산화 특성이 악화 된다.
티타늄은 니오브에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있는데, 그 이유는, 니오브 역시 내고온성을 향상시키기 때문이다. 대체는 0.001 wt% 부터 가능하다. 더 높은 함량은 비용을 매우 증가시킨다. 그러므로, 그 상한치는 0.6 wt%로 설정된다.
티타늄은 또한, 탄탈로도 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있는데, 그 이유는, 탄탈 역시 내고온성을 향상시키기 때문이다. 대체는 0.001 wt% 부터 가능하다. 더 높은 함량은 비용을 매우 증가시킨다. 그러므로, 그 상한치는 0.6 wt%로 설정된다.
최소 0.01 wt%의 Zr 함량이, 내고온성 및 내산화성을 향상시키는 Zr의 효과를 얻는데 필요하다. 그 상한치는 비용상의 이유로 0.20 wt%의 Zr에 놓여 진다.
Zr은, 필요한 경우, Hf에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체될 수 있는데, 그 이유는, 이 원소 역시, Zr 처럼, 내고온성 및 내산화성을 향상시키기 때문이다. 대체는 0.001 wt%의 함량부터 가능하다. 그 상한치는 비용상의 이유로 0.20 wt% Hf로 설정된다.
Mg는 매우 낮은 함량으로도 가공성을 향상시키는데, 그 이유는, 황과의 결합을 통하여, 낮은 용융점을 갖는 NiS 공융물의 발생을 방지하기 때문이다. 그러므로, Mg에 대하여 0.0002 wt%의 최소 함량이 요구된다. 과도하게 높은 함량에서는, Ni-Mg 금속간 화합물 상이 발생할 수 있고, 이는 다시 가공성을 뚜렷하게 악화시키게 된다. 그러므로, Mg 함량은 0.05 wt% 이하로 제한된다.
Mg와 마찬가지로, Ca는 매우 낮은 함량으로도 가공성을 향상시키는데, 그 이유는, 황과의 결합을 통하여, 낮은 용융점을 갖는 NiS 공융물의 발생을 방지하기 때문이다. 그러므로, Ca에 대하여, 0.0001 wt%의 최소 함량이 요구된다. 과도하게 높은 함량에서는, Ni-Ca 금속간 화합물 상이 발생할 수 있고, 이는 다시 가공성을 뚜렷하게 악화시키게 된다. 그러므로, Ca 함량은 0.05 wt% 이하로 제한된다.
우수한 내크리프성을 위하여, 0.03 wt%의 탄소 최소 함량이 요구된다. C는 가공성을 감소시키기 때문에 0.11 wt% 이하로 제한된다.
0.003 wt%의 질소 최소 함량이 요구되며, 그에 따라, 본 재료의 가공성이 향상된다. N는 내산화성을 감소시키기 때문에 0.05 wt% 이하로 제한된다.
붕소는 내크리프성을 향상시킨다. 그러므로, 적어도 0.0005 wt%의 함량이 존재하여야 한다. 동시에, 이 계면활성제 원소는 내산화성을 악화시킨다. 그러므로, 붕소의 최대 함량은 0.008 wt%로 설정된다.
산소 함량은, 본 발명의 합금의 생산성(producibility)을 보장하기 위하여, 0.010 wt% 미만이어야 한다. 과도하게 작은 산소 함량은 비용의 상승을 야기한다. 그러므로, 산소 함량은 0.0001 wt% 보다 커야 한다.
인의 함량은 0.030 wt% 보다 작아야 한다. 그 이유는, 이 계면활성제 원소는 내산화성을 약화시키기 때문이다. 과도하게 낮은 P 함량은 비용을 증가시킨다. 그러므로, P 함량은 0.001 wt% 이상이다.
황 함량은 가능한 한 낮게 설정되어야 한다. 그 이유는, 이 계면활성제 원소는 내산화성을 약화시키기 때문이다. 그러므로, S의 최대 함량은 0.010 wt%로 설정된다.
몰리브덴은 최대 0.5 wt%로 제한된다. 그 이유는 이 원소는 내산화성을 감소시키기 때문이다.
텅스텐은 최대 0.5 wt%로 제한된다. 그 이유는 이 원소 역시 내산화성을 감소시키기 때문이다.
하기의 관계식은 본 발명에서의 합금 중에서의 C, N, Ti, Zr의 상호작용을 묘사한다:
0 < 7.7 C - x·a < 1.0 (2)
이때, PN > 0인 경우, a = PN (3a)
또는, PN ≤ 0인 경우, a = 0 (3b)
그리고, x = (1.0 Ti + 1.06 Zr)/(0.251 Ti + 0.132 Zr) (3c)
PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr - 0.857 N (4)
그리고, Ti, Zr, N, C 는 이들 원소의 질량% 단위의 농도이다.
7.7 C - x·a 가 1.0 보다 큰 경우에는, 너무 많은 일차 카바이드가 형성되어 성형성이 약화된다. 7.7 C - x·a 가 0 보다 작은 경우에는, 내열성 및 내크리프성이 악화된다.
코발트는 이 합금 중에 최대 5.0 wt% 까지 함유될 수 있다. 더 높은 함량은 내산화성을 현저하게 감소시킨다. 과도하게 낮은 코발트 함량은 비용을 증가시킨다. 그러므로, Co 함량은 0.01 wt% 이상이다.
바나듐은 최대 0.1 wt%로 제한된다. 그 이유는, 이 원소는 내산소성을 감소시키기 때문이다.
구리는 최대 0.5 wt%로 제한된다. 그 이유는, 이 원소는 내산소성을 감소시키기 때문이다.
Pb는 최대 0.002 wt%로 제한된다. 그 이유는, 이 원소는 내산소성을 감소시키기 때문이다. 이는, Zn 및 Sn에 대해서도 마찬가지로 적용된다.
표 1 : ASTM B 168-08에 따른 합금(모든 정보의 단위는 질량%임)
Figure pct00001
표 2a : 연구된 합금의 조성 파트 1 (모든 정보의 단위는 질량%임)
Figure pct00002
표 2b : 연구된 합금의 조성 파트 2 (모든 정보의 단위는 질량%임)
Figure pct00003
표 3 : 실온에서의 인장 시험 결과. 성형 속도는 Rp0 .2에서 8.33 × 10-5 1/s (0.5 %/min)이었고, Rm에서 8.33 × 10-4 1/s (0.5 %/min)이었다.
Figure pct00004
표 4 : MVT 시험 결과
Figure pct00005
표 5 : 고온 인장 시험 결과. 성형 속도는 Rp0 .2에서 8.33 × 10-5 1/s (0.5 %/min)이었고, Rm에서 8.33 × 10-4 1/s (0.5 %/min)이었다.
Figure pct00006

표 6 : 느린 고온 인장 시험 결과. 성형 속도는 전체 시험 동안 1.0 × 10-6 1/s (6.0 × 10-3 %/min)이었다. 시험은, 33%의 연신율 및 Rm에 도달하였을 때 중단되었다.
Figure pct00007

Claims (24)

12 wt% 내지 28 wt%의 크롬, 1.8 wt% 내지 3.0 wt%의 알루미늄, 1.0 wt% 내지 15 wt%의 철, 0.01 wt% 내지 0.5 wt% 실리콘, 0.005 wt% 내지 0.5 wt%의 망간, 0.01 wt% 내지 0.20 wt%의 이트륨, 0.02 wt% 내지 0.60 wt%의 티타늄, 0.01 wt% 내지 0.2 wt%의 지르코늄, 0.0002 wt% 내지 0.05 wt%의 마그네슘, 0.0001 wt% 내지 0.05 wt%의 칼슘, 0.03 wt% 내지 0.11 wt%의 탄소, 0.003 wt% 내지 0.05 wt%의 질소, 0.0005 wt% 내지 0.008 wt%의 붕소, 0.0001 wt% 내지 0.010 wt%의 산소, 0.001 wt% 내지 0.030 wt%의 인, 최대 0.010 wt%의 황, 최대 0.5 wt%의 몰리브덴, 최대 0.5 wt%의 텅스텐, 잔량의 니켈 및 통상적인 공정 관련(process-related) 오염물을 가지며, 하기의 관계식을 만족하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금:
0 < 7.7 C - x·a < 1.0 (2)
이때, PN > 0 인 경우, a = PN (3a)
또는, PN ≤ 0 인 경우, a = 0 (3b)
그리고, x = (1.0 Ti + 1.06 Zr)/(0.251 Ti + 0.132 Zr) (3c)
여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr - 0.857 N (4)
그리고, Ti, Zr, N, C 는 관련 원소의 질량% 단위의 농도이다.
제 1 항에 있어서, 16 wt% 내지 28 wt%의 크롬 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 20 wt% 내지 28 wt%의 크롬 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 1.9 wt% 내지 2.9 wt%의 알루미늄 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 1.0 wt% 내지 11.0 wt%의 철 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.01 wt% 내지 0.20 wt%의, 특히 0.01 wt% 이상 0.10 wt% 미만의, 실리콘 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.005 wt% 내지 0.20 wt%의 망간 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.01 wt% 이상 0.045 wt% 미만의 이트륨 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 이트륨이 0.001 wt% 내지 0.2 wt%의 란탄 및/또는 0.001 wt% 내지 0.2 wt%의 세륨에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체되는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 티타늄이 0.001 wt% 내지 0.6 wt%의 니오브에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체되는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서, 지르코늄이 0.001 wt% 내지 0.2 wt%의 하프늄에 의하여 완전히 또는 부분적으로 대체되고, 상기 관계식 3c 및 4가 하기 관계식에 의하여 대체되는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금:
x = (1.0 Ti + 1.06 Zr + 0.605 Hf)/(0.251 Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf) (3c-1)
여기서, PN = 0.251 Ti + 0.132 Zr + 0.0672 Hf - 0.857 N (4-1)
그리고, Ti, Zr, Hf, N, C는 이들 원소의 질량% 단위의 농도이다.
제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.0005 wt% 내지 0.03 wt%의 마그네슘 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.0005 wt% 내지 0.02 wt%의 칼슘 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.04 wt% 내지 0.10 wt%의 탄소 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서, 0.005 wt% 내지 0.04 wt%의 질소 함량을 갖는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서, 최대 5.0 wt%의 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 있어서, 최대 0.1 wt%의 바나듐을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
제 1 항 내지 제 17 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 오염물이, 최대 0.5 wt%의 Cu, 최대 0.002 wt%의 Pb, 최대 0.002 wt%의 Zn, 최대 0.002 wt%의 Sn을 함유하도록 조절된 것을 특징으로 하는 니켈-크롬-알루미늄-철 합금.
스트립(strip), 시트(sheet), 와이어(wire), 로드(rod), 길이 방향 이음매를 갖도록 용접된 파이프(pipe), 및 이음매 없는 파이프로서의 제 1 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
스트립, 와이어, 또는 시트로부터 딥드로운 부품(deep-drawn parts)을 제조하기 위한 제 1 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
로드 형태 재료로부터 이음매 없는 파이프를 제조하기 위한 제 1 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
퍼니스 축조(furnace construction)에서, 예를 들면, 머플(muffles), 퍼니스 롤러, 또는 지지 프레임으로서의, 제 1 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
예열 플러그용 외벽(mantle)으로서의, 배기 가스 시스템에서의, 촉매적 컨버터 지지 포일(catalytic converter support foil)로서의 제 1 항 내지 제 22 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
석유화학 산업용 파이프로서의 제 1 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 따른 니켈-크롬-알루미늄-철 합금의 용도.
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