JPH0647700B2 - 長範囲規則合金 - Google Patents
長範囲規則合金Info
- Publication number
- JPH0647700B2 JPH0647700B2 JP60180387A JP18038785A JPH0647700B2 JP H0647700 B2 JPH0647700 B2 JP H0647700B2 JP 60180387 A JP60180387 A JP 60180387A JP 18038785 A JP18038785 A JP 18038785A JP H0647700 B2 JPH0647700 B2 JP H0647700B2
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- Japan
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- lro
- alloy
- weight
- alloys
- creep
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は、遷移金属であるＶ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏ
からなる長範囲規則（long range ordered[LRO]）合金
に関し、更に詳しくは、少量のチタンおよびジルコニウ
ムを同量のＶに代えて使用することにより機械的性質を
向上せしめ、さらにはセリウムとニオブを添加すること
によってクリープ特性を向上せしめた長範囲規則合金に
関するものある。
からなる長範囲規則（long range ordered[LRO]）合金
に関し、更に詳しくは、少量のチタンおよびジルコニウ
ムを同量のＶに代えて使用することにより機械的性質を
向上せしめ、さらにはセリウムとニオブを添加すること
によってクリープ特性を向上せしめた長範囲規則合金に
関するものある。
＜従来の技術＞ 規則合金（ordered alloys）は、それらの臨界的秩序化
温度Ｔｃ以下で長範囲規則結晶構造を形成する金属材料
の一つの種類である。高温度の構造用の用途に対して
は、規則合金は従来の不規則合金に比べて潜在的利点を
有している。規則格子における特有の転位動力学や原子
の比較的小さい可動性に対して、優れた性能を見出すこ
とができる。規則合金の強さは、温度上昇とともにあま
り急激には劣化しない。多くの場合、規則合金の降伏強
さは、温度上昇とともに減少するよりむしろ増加する。
長範囲規則性は、原子間により一層強い結合とより近接
した詰め込みを生ぜしめる。制限された原子の可動性
は、規則格子において一般に比較的遅い拡散プロセスと
比較的良好な耐クリープ性をもたらす。
温度Ｔｃ以下で長範囲規則結晶構造を形成する金属材料
の一つの種類である。高温度の構造用の用途に対して
は、規則合金は従来の不規則合金に比べて潜在的利点を
有している。規則格子における特有の転位動力学や原子
の比較的小さい可動性に対して、優れた性能を見出すこ
とができる。規則合金の強さは、温度上昇とともにあま
り急激には劣化しない。多くの場合、規則合金の降伏強
さは、温度上昇とともに減少するよりむしろ増加する。
長範囲規則性は、原子間により一層強い結合とより近接
した詰め込みを生ぜしめる。制限された原子の可動性
は、規則格子において一般に比較的遅い拡散プロセスと
比較的良好な耐クリープ性をもたらす。
ＬＲＯ合金の利点は、高温環境中で使用する際の強さと
安定性にある。ＬＲＯ合金は、重大な組成変化または相
変化することなく、定限のない期間にわたってＴｃ以下
の高温に耐えることができる。しかしながら、Ｔｃより
高い温度やＴｃよりかなり低い温度では欠点を有する。
Ｔｃより高い温度では、不規則化効果により引張り強さ
が実質的に低減し、比較的低温度での主な欠点は高い脆
性と低い延性である。
安定性にある。ＬＲＯ合金は、重大な組成変化または相
変化することなく、定限のない期間にわたってＴｃ以下
の高温に耐えることができる。しかしながら、Ｔｃより
高い温度やＴｃよりかなり低い温度では欠点を有する。
Ｔｃより高い温度では、不規則化効果により引張り強さ
が実質的に低減し、比較的低温度での主な欠点は高い脆
性と低い延性である。
かようなＬＲＯ合金についての改良が最近になって進め
られている。公称組成式（Ｃｏ，Ｆｅ）３Ｖおよび（Ｃ
ｏ，Ｆｅ，Ｎｉ）３Ｖを有しかつ高いＴｃを備えたコバ
ルトベースの合金は、延性がかなり改善されることを示
している（米国特許第4,144,059号）。しかし、これら
の合金は、コバルト含有による高い中性子吸収断面積の
ために、原子力技術分野の応用についてはその用途が限
られており、またコバルトのコスト高のために高価であ
る。
られている。公称組成式（Ｃｏ，Ｆｅ）３Ｖおよび（Ｃ
ｏ，Ｆｅ，Ｎｉ）３Ｖを有しかつ高いＴｃを備えたコバ
ルトベースの合金は、延性がかなり改善されることを示
している（米国特許第4,144,059号）。しかし、これら
の合金は、コバルト含有による高い中性子吸収断面積の
ために、原子力技術分野の応用についてはその用途が限
られており、またコバルトのコスト高のために高価であ
る。
従って、コバルト必要量を最少にするために鉄ベースの
ＬＲＯ合金を開発することによる改良がなされている
（例えば米国特許第4,238,299号）。コバルトが零また
は極く少量しか含まれない合金が、規則的構造を示すと
ともに優れた機械的性質をもつことが見出されたことは
驚くべきことである。これらの鉄ベース合金は、昇温時
において脆い相を形成することなく、低い中性子吸収断
面積、高い引張り強さ、高い降伏強さおよび良好な引張
り伸びを兼備していることを示した。鉄ベース合金の欠
点はコバルトベース合金よりＴｃが低いことである。従
って、上述したような改善された性質は前述したコバル
トベース合金よりも低い温度においてもたらされ、また
の延性はＴｃに近くなる程低下する。これらのベース合
金は、Ｔｃ付近での高い流れ応力および結晶粒界の弱さ
の双方に起因する延性の低減および結晶粒界の破壊傾向
を呈する。それ故、昇温時の機械的および金属的性質の
改善されたＬＲＯ合金の開発が依然として必要とされ
た。
ＬＲＯ合金を開発することによる改良がなされている
（例えば米国特許第4,238,299号）。コバルトが零また
は極く少量しか含まれない合金が、規則的構造を示すと
ともに優れた機械的性質をもつことが見出されたことは
驚くべきことである。これらの鉄ベース合金は、昇温時
において脆い相を形成することなく、低い中性子吸収断
面積、高い引張り強さ、高い降伏強さおよび良好な引張
り伸びを兼備していることを示した。鉄ベース合金の欠
点はコバルトベース合金よりＴｃが低いことである。従
って、上述したような改善された性質は前述したコバル
トベース合金よりも低い温度においてもたらされ、また
の延性はＴｃに近くなる程低下する。これらのベース合
金は、Ｔｃ付近での高い流れ応力および結晶粒界の弱さ
の双方に起因する延性の低減および結晶粒界の破壊傾向
を呈する。それ故、昇温時の機械的および金属的性質の
改善されたＬＲＯ合金の開発が依然として必要とされ
た。
次いで、これらのコバルトベースおよび鉄ベースＬＲＯ
合金にチタンおよびジルコニウムを添加すると、昇温時
のこれら合金の延性がさらに改善されることが見出され
た（米国特許第4,410,371号）。クリープ試験の結果、
これらの元素は破壊延性を実質的に増加し、ＬＲＯ合金
の破壊寿命を延長することを示した。チタンの添加はま
た、ＬＲＯ合金の粒界疲労に対する耐性の傾向を低減さ
せる。しかしながらチタン（および恐らく他のIV−Ａ族
元素）の過剰量の添加はＬＲＯ合金のクリープ速度をか
なり高め、クリープ耐性を低下させる。これらの合金の
クリープ特性をさらに改善することが望まれるところで
あり、この点がこの発明の目的とするところである。
合金にチタンおよびジルコニウムを添加すると、昇温時
のこれら合金の延性がさらに改善されることが見出され
た（米国特許第4,410,371号）。クリープ試験の結果、
これらの元素は破壊延性を実質的に増加し、ＬＲＯ合金
の破壊寿命を延長することを示した。チタンの添加はま
た、ＬＲＯ合金の粒界疲労に対する耐性の傾向を低減さ
せる。しかしながらチタン（および恐らく他のIV−Ａ族
元素）の過剰量の添加はＬＲＯ合金のクリープ速度をか
なり高め、クリープ耐性を低下させる。これらの合金の
クリープ特性をさらに改善することが望まれるところで
あり、この点がこの発明の目的とするところである。
＜発明が解決しようとする問題点＞ すなわちこの発明の目的は、改善されたクリープ特性を
備えた高温の構造用合金を提供することである。
備えた高温の構造用合金を提供することである。
この発明のもう１つの目的は、クリープ速度が低減され
かつ破壊寿命が高められた高温の構造用合金を提供する
ことである。
かつ破壊寿命が高められた高温の構造用合金を提供する
ことである。
＜問題点を解決するための手段＞ この発明によれば、従来から改良されてきたコバルトベ
ースおよび鉄ベースのＬＲＯ合金に所定量のニオブ及び
セリウムを添加することによって、上記の目的を達成で
きる。少量のセリウム（0.1重量％）と共にチタンを
添加すると、破壊延性をほぼ２倍にし、クリープ速度を
実質的に低下させ、従って（Ｆｅ，Ｎｉ）３Ｖ合金の破
壊寿命を著しく向上させる。ニオブをチタンおよび／ま
たはセリウムと組合せることによって、このＬＲＯ合金
のクリープ耐性をさらに向上させる。
ースおよび鉄ベースのＬＲＯ合金に所定量のニオブ及び
セリウムを添加することによって、上記の目的を達成で
きる。少量のセリウム（0.1重量％）と共にチタンを
添加すると、破壊延性をほぼ２倍にし、クリープ速度を
実質的に低下させ、従って（Ｆｅ，Ｎｉ）３Ｖ合金の破
壊寿命を著しく向上させる。ニオブをチタンおよび／ま
たはセリウムと組合せることによって、このＬＲＯ合金
のクリープ耐性をさらに向上させる。
この発明は改良されたこのＬＲＯ合金であり、その改良
は、クリープ特性を高めるために少量のセリウムとニオ
ブを含有する組成にある。クリープ特性の向上は特に、
クリープ破壊延性を著しく高め、Ｔｃ付近の温度で鉄ベ
ース合金のクリープ速度を低減せしめ、これらベースＬ
ＲＯ合金のクリープ耐性および破壊寿命を向上させる点
に認められる。
は、クリープ特性を高めるために少量のセリウムとニオ
ブを含有する組成にある。クリープ特性の向上は特に、
クリープ破壊延性を著しく高め、Ｔｃ付近の温度で鉄ベ
ース合金のクリープ速度を低減せしめ、これらベースＬ
ＲＯ合金のクリープ耐性および破壊寿命を向上させる点
に認められる。
先ず初めに、各合金元素を別々にベースＬＲＯ合金に添
加した。次に有益な元素を一緒に添加してそれらの相乗
的効果を調べた。第１表は、ベースＬＲＯ合金の（Ｆｅ
５０′Ｎｉ５０）３Ｖおよび（Ｆｅ２２′Ｃｏ７８）３
Ｖと、これらセリウムとニオブ、さらにはチタン，ジル
コニウム，アルミニウムを添加して改質した組成を示
し、同時にこれら各合金の記号も示した。
加した。次に有益な元素を一緒に添加してそれらの相乗
的効果を調べた。第１表は、ベースＬＲＯ合金の（Ｆｅ
５０′Ｎｉ５０）３Ｖおよび（Ｆｅ２２′Ｃｏ７８）３
Ｖと、これらセリウムとニオブ、さらにはチタン，ジル
コニウム，アルミニウムを添加して改質した組成を示
し、同時にこれら各合金の記号も示した。
この発明によれば、（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ）３（Ｖ，Ｍ）
タイプの長範囲規則コバルトベースおよび鉄ベース合金
組成物に少量のニオブおよびセリウムを添加することに
よって、合金の破壊寿命が増加し、合金のクリープ速度
が低減することが見出された。鉄ベース合金は、Ｖ ２
２〜２３wt％，Ｆｅ ３５〜５０wt％，ｏ０〜２２wt
％，Ｎｉ １９〜４０wt％、および金属Ｍ（Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆまたはこれらの混合物）0.4〜1.4wt％からなる
組成を有する。またコバルトベース合金は、Ｖ ２２〜
２３wt％，Ｆｅ １４〜３０wt％，Ｃｏ ３７〜６４wt
％，Ｎｉ ０〜１０wt％、および金属Ｍ（Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｈｆまたはこれらの混合物）0.4〜1.4wtからなる組成を
有する。
タイプの長範囲規則コバルトベースおよび鉄ベース合金
組成物に少量のニオブおよびセリウムを添加することに
よって、合金の破壊寿命が増加し、合金のクリープ速度
が低減することが見出された。鉄ベース合金は、Ｖ ２
２〜２３wt％，Ｆｅ ３５〜５０wt％，ｏ０〜２２wt
％，Ｎｉ １９〜４０wt％、および金属Ｍ（Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆまたはこれらの混合物）0.4〜1.4wt％からなる
組成を有する。またコバルトベース合金は、Ｖ ２２〜
２３wt％，Ｆｅ １４〜３０wt％，Ｃｏ ３７〜６４wt
％，Ｎｉ ０〜１０wt％、および金属Ｍ（Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｈｆまたはこれらの混合物）0.4〜1.4wtからなる組成を
有する。
この発明は、ＬＲＯ−３７およびＬＲＯ−２３のＴｉ改
質合金をさらに改質することによって表わされる。Ｃ
ｅ，Ｎｂおよびそれらの混合物の添加は、ＬＲＯ−３７
およびＬＲＯ−２３タイプの合金のクリープ延性，クリ
ープ速度、およびクリープ破壊時間を改善することが判
明した。セリウムの有益な効果については良く理解され
ていないが、析出反応による結晶粒界でのイオウ（合金
中の微量不純物）の除去によってもたらされるものであ
ろう。他の希土類元素も同様な除去効果を有するかも知
れないが、しかしそれらの元素はセリウム程、熱力学的
に活性ではない。ニオブの添加は、原子の拡散によるこ
れらＬＲＯ合金の固溶体硬化に寄与するものであろう。
質合金をさらに改質することによって表わされる。Ｃ
ｅ，Ｎｂおよびそれらの混合物の添加は、ＬＲＯ−３７
およびＬＲＯ−２３タイプの合金のクリープ延性，クリ
ープ速度、およびクリープ破壊時間を改善することが判
明した。セリウムの有益な効果については良く理解され
ていないが、析出反応による結晶粒界でのイオウ（合金
中の微量不純物）の除去によってもたらされるものであ
ろう。他の希土類元素も同様な除去効果を有するかも知
れないが、しかしそれらの元素はセリウム程、熱力学的
に活性ではない。ニオブの添加は、原子の拡散によるこ
れらＬＲＯ合金の固溶体硬化に寄与するものであろう。
＜実施例＞ アークまたは電子ビーム溶融および鋳型によって、立方
晶規則結晶構造（Ｌ１２型）をもつＬＲＯ合金のインゴ
ットを調整した。合金中の不純物含量を最小とするため
に、電子ビームで溶融したＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉおよび高純
度Ｖ（不純物総量＜700ppm）を仕込む材料として使用し
た。改質ＬＲＯ合金は、純粋な合金元素およびＦｅ−４
wt％Ｃｅマスターアロイを用いて調製した。合金の添加
はバナジウムの部分的置換の目的でなされた。すなわ
ち、改質合金は（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ｖ，Ｘ）の合
金式を有している。第１表に、この発明の範囲内をいく
つかのＦｅベースおよびＣｏベース合金の組成を示す。
晶規則結晶構造（Ｌ１２型）をもつＬＲＯ合金のインゴ
ットを調整した。合金中の不純物含量を最小とするため
に、電子ビームで溶融したＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉおよび高純
度Ｖ（不純物総量＜700ppm）を仕込む材料として使用し
た。改質ＬＲＯ合金は、純粋な合金元素およびＦｅ−４
wt％Ｃｅマスターアロイを用いて調製した。合金の添加
はバナジウムの部分的置換の目的でなされた。すなわ
ち、改質合金は（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ｖ，Ｘ）の合
金式を有している。第１表に、この発明の範囲内をいく
つかのＦｅベースおよびＣｏベース合金の組成を示す。
インゴットは先ず、モリブデンのカバーシート間で1100
℃にて熱間圧延し、次いで室温にて冷間圧延することに
よってシートに加工した。モリブデンのカバーシート
は、冷たいロールからの絶縁のために、また過程の酸化
と潤滑剤からの汚染を防止するために使用した。高温で
の荒延べ（breakdown）ののち、合金プレートを冷間圧
延して厚さを３０〜６０％減少させた。第１表に示した
すべての合金は、ＣｅおよびＮｂの過剰量添加した合金
を除いて、高品質のシートに良好に加工された。Ｃｅと
Ｎｂの過剰の添加は、ＬＲＯ合金の加工に悪い影響を及
ぼした。例えば、0.3wt％Ｃｅでドービングした（Ｆｅ
５０Ｎｉ５０）合金（すなわちＬＲＯ−４３）は、1100
℃での熱間圧延の間にクラックを生じた。（Ｆｅ２２Ｃ
ｏ７８）３Ｖ合金は3.2wt％Ｎｂとともに合金した場合
（すなわちＬＲＯ−３２）、熱間圧延の間に表面および
縁部にクラックを生じた。従って、加工の点からみる
と、ＣｅとＮｂの最適量はそれぞれ0.3wt％および3.2wt
％未満とすべきである。
℃にて熱間圧延し、次いで室温にて冷間圧延することに
よってシートに加工した。モリブデンのカバーシート
は、冷たいロールからの絶縁のために、また過程の酸化
と潤滑剤からの汚染を防止するために使用した。高温で
の荒延べ（breakdown）ののち、合金プレートを冷間圧
延して厚さを３０〜６０％減少させた。第１表に示した
すべての合金は、ＣｅおよびＮｂの過剰量添加した合金
を除いて、高品質のシートに良好に加工された。Ｃｅと
Ｎｂの過剰の添加は、ＬＲＯ合金の加工に悪い影響を及
ぼした。例えば、0.3wt％Ｃｅでドービングした（Ｆｅ
５０Ｎｉ５０）合金（すなわちＬＲＯ−４３）は、1100
℃での熱間圧延の間にクラックを生じた。（Ｆｅ２２Ｃ
ｏ７８）３Ｖ合金は3.2wt％Ｎｂとともに合金した場合
（すなわちＬＲＯ−３２）、熱間圧延の間に表面および
縁部にクラックを生じた。従って、加工の点からみる
と、ＣｅとＮｂの最適量はそれぞれ0.3wt％および3.2wt
％未満とすべきである。
ベースＬＲＯ合金はＴｃ以下の温度で１０％未満にクリ
ープ破壊延性を示した。破壊表面の顕微鏡観察の結果、
低い破壊延性は一般に核生成，成長、および結晶粒界に
沿ったキャビティの合体と関連していることを示してい
た。第２表および第３表は、それぞれＬＲＯ−２０とＬ
ＲＯ−１のベースＬＲＯ合金のクリープ特性に及ぼす合
金添加物の影響を示すクリープデータである。少量のセ
リウム（0.1wt％）をチタンと共に用いた場合には、
ＬＲＯ−４２に示されるように、破壊延性がほぼ２倍に
なり、クリープ速度を実質的に低下させ、従って（Ｆ
ｅ，Ｎｉ）３Ｖの破壊寿命を著しく向上させる。ニオブ
をチタン及び／またはセリウムと組合せて用いた場合に
は、ＬＲＯ−６１とＬＲＯ−４９に示されるように、Ｌ
ＲＯの合金のクリープ耐性をさらに向上させる。第２表
に示したように、Ｃｅ改質ＬＲＯ−４２とＮｂ改質ＬＲ
Ｏ−４９のクリープ破壊寿命は、551MPa（80ksi）で650
℃にてクリープ試験を行なった場合、ベース合金である
ＬＲＯ−２０よりも約３乗のオーダ長くなった。Ｎｂ改
質ＬＲＯ−４９のクリープ速度は、316タイプステンレ
ス鋼に比べて670℃で約４乗のオーダ低下した。
ープ破壊延性を示した。破壊表面の顕微鏡観察の結果、
低い破壊延性は一般に核生成，成長、および結晶粒界に
沿ったキャビティの合体と関連していることを示してい
た。第２表および第３表は、それぞれＬＲＯ−２０とＬ
ＲＯ−１のベースＬＲＯ合金のクリープ特性に及ぼす合
金添加物の影響を示すクリープデータである。少量のセ
リウム（0.1wt％）をチタンと共に用いた場合には、
ＬＲＯ−４２に示されるように、破壊延性がほぼ２倍に
なり、クリープ速度を実質的に低下させ、従って（Ｆ
ｅ，Ｎｉ）３Ｖの破壊寿命を著しく向上させる。ニオブ
をチタン及び／またはセリウムと組合せて用いた場合に
は、ＬＲＯ−６１とＬＲＯ−４９に示されるように、Ｌ
ＲＯの合金のクリープ耐性をさらに向上させる。第２表
に示したように、Ｃｅ改質ＬＲＯ−４２とＮｂ改質ＬＲ
Ｏ−４９のクリープ破壊寿命は、551MPa（80ksi）で650
℃にてクリープ試験を行なった場合、ベース合金である
ＬＲＯ−２０よりも約３乗のオーダ長くなった。Ｎｂ改
質ＬＲＯ−４９のクリープ速度は、316タイプステンレ
ス鋼に比べて670℃で約４乗のオーダ低下した。
ベースＬＲＯ合金と改質ＬＲＯ合金の引張り特性を、10
00℃までの温度で調べた。第１図と第２図は、それらの
最強引張り強さを温度の関数として示している。ニオブ
をチタンおよびセリウムと組合せて用いた場合に、Ｆｅ
べースＬＲＯ−２０の強さを適度に増加させたが、Ｃｏ
ベースＬＲＯ−１における程、強さに大きく影響してい
ない。
00℃までの温度で調べた。第１図と第２図は、それらの
最強引張り強さを温度の関数として示している。ニオブ
をチタンおよびセリウムと組合せて用いた場合に、Ｆｅ
べースＬＲＯ−２０の強さを適度に増加させたが、Ｃｏ
ベースＬＲＯ−１における程、強さに大きく影響してい
ない。
セリウムの好ましい量は、0.03〜0.10wt％の範囲内であ
り、ニオブの添加は、1.0〜2.5wt％の範囲が好ましい。
り、ニオブの添加は、1.0〜2.5wt％の範囲が好ましい。
＜発明の効果＞ かくして、この発明の改質合金はベースＬＲＯ合金の性
質を向上させるものであり、従来の閉鎖サイクルエネル
ギ転換システムにおける高温構成部材としてのＬＲＯ合
金の応用を拡大するものである。かようなエネルギ転換
システムとしては、例えば、ヒートエンジン、スターリ
ングエンジン、およびその他の蒸気発電プラント，蒸気
発生器，タービン；原子力利用熱システム，配管，熱交
換器；閉鎖サイクル太陽エネルギ発電システム等の高温
システムが挙げられる。これらの改質ＬＲＯ合金は優れ
た高温強さ，クリープ特性、および疲労耐性を備えてい
る。これらの特性は、蒸気環境での優れた耐食性と相俟
って、これらの合金を特に蒸気タービン用途に適したも
のとする。
質を向上させるものであり、従来の閉鎖サイクルエネル
ギ転換システムにおける高温構成部材としてのＬＲＯ合
金の応用を拡大するものである。かようなエネルギ転換
システムとしては、例えば、ヒートエンジン、スターリ
ングエンジン、およびその他の蒸気発電プラント，蒸気
発生器，タービン；原子力利用熱システム，配管，熱交
換器；閉鎖サイクル太陽エネルギ発電システム等の高温
システムが挙げられる。これらの改質ＬＲＯ合金は優れ
た高温強さ，クリープ特性、および疲労耐性を備えてい
る。これらの特性は、蒸気環境での優れた耐食性と相俟
って、これらの合金を特に蒸気タービン用途に適したも
のとする。
この発明における多くの変形が、特許請求の範囲内で可
能であることは当業者にとって明らかであろう。
能であることは当業者にとって明らかであろう。
第１図は、ＬＲＯ−２０〔（Ｆｅ５０Ｎｉ５０）３Ｖ〕
に基づくベースＬＲＯ合金とＮｂ改質ＬＲＯ合金の最強
引張り強さに及ぼす温度の影響を示すグラフである。 第２図は、ＬＲＯ−１〔（Ｆｅ２２Ｃｏ７８）３Ｖ〕に
基づくベースＬＲＯ合金と改質ＬＲＯ合金の最強引張り
強さに及ぼす温度の影響を示すグラフである。
に基づくベースＬＲＯ合金とＮｂ改質ＬＲＯ合金の最強
引張り強さに及ぼす温度の影響を示すグラフである。 第２図は、ＬＲＯ−１〔（Ｆｅ２２Ｃｏ７８）３Ｖ〕に
基づくベースＬＲＯ合金と改質ＬＲＯ合金の最強引張り
強さに及ぼす温度の影響を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】公称組成（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ）３（Ｖ，
Ｍ）（ここで、ＭはＴｉ、Ｚｒ，Ｈｆ及びこれらの混合
物からなる群から選ばれる延性向上金属を表わす）を有
する、鉄、ニッケル、コバルト、バナジウム、チタン、
ジルコニウム及びハフニウムから本質的に成り、0.03乃
至0.1重量％のセリウム、1.0乃至2.5重量％のニオビウ
ム及びそれらの混合物から成る群から選ばれるクリープ
特性向上元素を含有する、改良された耐クリープ性及び
向上した破壊寿命を有する、構造用高温長範囲規則合金
組成物。 - 【請求項２】鉄が３５〜５０重量％、ニッケルが１９〜
４０重量％、コバルトが０〜２２重量％、バナジウムが
２２〜２３重量％及び延性向上金属が0.4〜1.4重量％で
ある、特許請求の範囲第１項に記載の構造用高温長範囲
規則合金組成物。 - 【請求項３】鉄が１４〜３０重量％、ニッケルが０〜１
０重量％、コバルトが３７〜６４重量％、バナジウムが
２２〜２３重量％及び延性向上金属が0.4〜1.4重量％で
ある、特許請求の範囲第１項に記載の構造用高温長範囲
規則合金組成物。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/643,209 US4647427A (en) | 1984-08-22 | 1984-08-22 | Long range ordered alloys modified by addition of niobium and cerium |
| US643209 | 1984-08-22 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6160848A JPS6160848A (ja) | 1986-03-28 |
| JPH0647700B2 true JPH0647700B2 (ja) | 1994-06-22 |
Family
ID=24579824
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