JPH0813071A - 高温度で鍛造可能な合金 - Google Patents
高温度で鍛造可能な合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高温度で鍛造することが可能な合
金に関する。 【構成】 高温度で鍛造することが可能な合金は、Ｃを
０．０５ｗｔ％未満、Ｓｉを０．５ｗｔ％未満、Ｍｎを
０．５ｗｔ％未満、Ａｌを８．５〜１１ｗｔ％、Ｐを
０．０２ｗｔ％未満、Ｓを０．０１ｗｔ％未満、Ｃｒを
４〜１０ｗｔ％、Ｆｅを２３〜２８ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚ
ｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択された少なくとも１
種の元素を０．０２５〜０．２ｗｔ％、、Ｔｉを０．５
ｗｔ％未満、Ｂを０．００５ｗｔ％未満、残部Ｎｉ及び
不可避不純物を含んでなる。この合金は、４００から１
１００℃の間の温度で、浸硫、吸炭及び酸化に耐性を有
し、エネルギー技術及び化学工業に用いる製品の製造に
使用する。
金に関する。 【構成】 高温度で鍛造することが可能な合金は、Ｃを
０．０５ｗｔ％未満、Ｓｉを０．５ｗｔ％未満、Ｍｎを
０．５ｗｔ％未満、Ａｌを８．５〜１１ｗｔ％、Ｐを
０．０２ｗｔ％未満、Ｓを０．０１ｗｔ％未満、Ｃｒを
４〜１０ｗｔ％、Ｆｅを２３〜２８ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚ
ｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択された少なくとも１
種の元素を０．０２５〜０．２ｗｔ％、、Ｔｉを０．５
ｗｔ％未満、Ｂを０．００５ｗｔ％未満、残部Ｎｉ及び
不可避不純物を含んでなる。この合金は、４００から１
１００℃の間の温度で、浸硫、吸炭及び酸化に耐性を有
し、エネルギー技術及び化学工業に用いる製品の製造に
使用する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、アルミニウム、クロ
ム、鉄及びハフニウムを含有し、ニッケルを主成分とす
る高温度で鍛造可能な合金に関する。
ム、鉄及びハフニウムを含有し、ニッケルを主成分とす
る高温度で鍛造可能な合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】カナダ特許第１，１６６，４８４号で公
知のこのような成形可能な耐熱ニッケル基合金は、８〜
２５ｗｔ％のＣｒ、２．５〜８ｗｔ％のＡｌ、微量であ
るが効果的なＹ含有物、さらに合計で１５ｗｔ％以下の
ハフニウムと他の元素、及び３０ｗｔ％以下の鉄とから
なる組成物である。特別には、２０ｗｔ％以下のＣｏ及
び５ｗｔ％以下のＴｉも許容される。燃焼炉内で用いよ
うとする前に、さらに具体的には、焼結されるセラミッ
ク製品の支持物として使用する前に、１２２０℃以下の
可能な温度で、この合金はＡｌ酸化膜を発生させるため
に適切な熱処理が成される。全体としては先行技術の合
金は、セラミック製品の高い焼成温度により影響を受け
ることなく設計されている。しかしながら、特別な限界
条件に用いてこの合金を最大限に利用するには、設備の
構成物の長期間使用に対して適正が欠ける。
知のこのような成形可能な耐熱ニッケル基合金は、８〜
２５ｗｔ％のＣｒ、２．５〜８ｗｔ％のＡｌ、微量であ
るが効果的なＹ含有物、さらに合計で１５ｗｔ％以下の
ハフニウムと他の元素、及び３０ｗｔ％以下の鉄とから
なる組成物である。特別には、２０ｗｔ％以下のＣｏ及
び５ｗｔ％以下のＴｉも許容される。燃焼炉内で用いよ
うとする前に、さらに具体的には、焼結されるセラミッ
ク製品の支持物として使用する前に、１２２０℃以下の
可能な温度で、この合金はＡｌ酸化膜を発生させるため
に適切な熱処理が成される。全体としては先行技術の合
金は、セラミック製品の高い焼成温度により影響を受け
ることなく設計されている。しかしながら、特別な限界
条件に用いてこの合金を最大限に利用するには、設備の
構成物の長期間使用に対して適正が欠ける。
【０００３】２５ｗｔ％のクロムの上限値とする上記合
金は、相変わらず高クロム含有合金であって、クロム酸
化物による保護効果に問題がある。すなわち、石炭ガス
発生工場の熱交換器の管のために、種類Ｘ１ＮｉＣｒＭ
ｏＣｕＮ ３１ ２７ ４（ドイツ材料番号１．４５６
３）及びＸ１ＮｉＣｒＭｏＣｕ ３２ ２８ ７（ドイ
ツ材料番号１．４５６２）の合金について、試験が成さ
れた。しかしながら、クロム酸化物の保護効果が必要で
ある場合は、酸化物の形成するための十分な酸素を加工
程材料から得る必要がある。そもそも、石油化学工業及
びエネルギー技術の設備において、これは実情ではない
が、しかしながら、材料が許容することができない浸硫
を防止するため、熱交換器の管及び壁の金属の現在許容
される温度は、約４５０℃である。
金は、相変わらず高クロム含有合金であって、クロム酸
化物による保護効果に問題がある。すなわち、石炭ガス
発生工場の熱交換器の管のために、種類Ｘ１ＮｉＣｒＭ
ｏＣｕＮ ３１ ２７ ４（ドイツ材料番号１．４５６
３）及びＸ１ＮｉＣｒＭｏＣｕ ３２ ２８ ７（ドイ
ツ材料番号１．４５６２）の合金について、試験が成さ
れた。しかしながら、クロム酸化物の保護効果が必要で
ある場合は、酸化物の形成するための十分な酸素を加工
程材料から得る必要がある。そもそも、石油化学工業及
びエネルギー技術の設備において、これは実情ではない
が、しかしながら、材料が許容することができない浸硫
を防止するため、熱交換器の管及び壁の金属の現在許容
される温度は、約４５０℃である。
【０００４】処理温度が上昇するとなると、材料は、低
酸素雰囲気でさえも保護酸化物層を形成可能である必要
がある。この場合、高アルミニウム含有合金が具体的に
有利であり、極端な条件の下でさえも緻密で安定したＡ
ｌ2 Ｏ3 層を形成することが可能である。例えば、９〜
１２ｗｔ％のＡｌ、８〜１５ｗｔ％のＣｒ、９〜１６ｗ
ｔ％のＦｅ、０．２〜１．５ｗｔ％のＺｒ、０．２〜
１．５ｗｔ％のＨｆ及び０．０５〜０．２ｗｔ％のＢ
（ドイツ特許第３，６３４，６３５号）の高アルミニウ
ム含有量を有する新しいニッケル基合金は、エネルギー
技術におけるタービン案内羽根に使用することを意図し
ている。しかしながら典型的な鋳造合金なので、これは
脆くて、板、管及び線材の形状の半製品として用意する
ことはできない。
酸素雰囲気でさえも保護酸化物層を形成可能である必要
がある。この場合、高アルミニウム含有合金が具体的に
有利であり、極端な条件の下でさえも緻密で安定したＡ
ｌ2 Ｏ3 層を形成することが可能である。例えば、９〜
１２ｗｔ％のＡｌ、８〜１５ｗｔ％のＣｒ、９〜１６ｗ
ｔ％のＦｅ、０．２〜１．５ｗｔ％のＺｒ、０．２〜
１．５ｗｔ％のＨｆ及び０．０５〜０．２ｗｔ％のＢ
（ドイツ特許第３，６３４，６３５号）の高アルミニウ
ム含有量を有する新しいニッケル基合金は、エネルギー
技術におけるタービン案内羽根に使用することを意図し
ている。しかしながら典型的な鋳造合金なので、これは
脆くて、板、管及び線材の形状の半製品として用意する
ことはできない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、４０
０から１１００℃の温度域において、吸炭及び浸硫の耐
性に関して公知のニッケル基合金をさらに改良すること
であり、一方、耐酸化性及び熱間と冷間との成形性を維
持することである。
０から１１００℃の温度域において、吸炭及び浸硫の耐
性に関して公知のニッケル基合金をさらに改良すること
であり、一方、耐酸化性及び熱間と冷間との成形性を維
持することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】したがって、本発明は、
Ｃ＜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、Ｍｎ＜０．
５ｗｔ％、Ａｌを８．５〜１１ｗｔ％、Ｐ＜０．０２ｗ
ｔ％、Ｓ＜０．０１ｗｔ％、Ｃｒ＜４〜１０ｗｔ％、Ｆ
ｅを２３〜２８ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素
の群から選択された少なくとも１種の元素を０．０２５
〜０．２ｗｔ％、Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、Ｂ＜０．００５
ｗｔ％、残部Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる微細な
結晶粒である２相組織の高温度で鍛造可能な合金を提供
する。
Ｃ＜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、Ｍｎ＜０．
５ｗｔ％、Ａｌを８．５〜１１ｗｔ％、Ｐ＜０．０２ｗ
ｔ％、Ｓ＜０．０１ｗｔ％、Ｃｒ＜４〜１０ｗｔ％、Ｆ
ｅを２３〜２８ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素
の群から選択された少なくとも１種の元素を０．０２５
〜０．２ｗｔ％、Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、Ｂ＜０．００５
ｗｔ％、残部Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる微細な
結晶粒である２相組織の高温度で鍛造可能な合金を提供
する。
【０００７】従属項に記載されるような分析値を有利に
狭める配慮が必要であり、すなわち組成は、Ｃ＜０．０
５ｗｔ％、Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、Ｍｎ＜０．５ｗｔ％、
Ａｌを９〜１１ｗｔ％、Ｐ＜０．０２ｗｔ％、Ｓ＜０．
０１ｗｔ％、Ｃｒを８〜１０ｗｔ％、Ｆｅを２５〜２８
ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択さ
れた少なくとも１種の元素を０．０５〜０．１５ｗｔ
％、Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、Ｂ＜０．００５ｗｔ％、残部
Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる。
狭める配慮が必要であり、すなわち組成は、Ｃ＜０．０
５ｗｔ％、Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、Ｍｎ＜０．５ｗｔ％、
Ａｌを９〜１１ｗｔ％、Ｐ＜０．０２ｗｔ％、Ｓ＜０．
０１ｗｔ％、Ｃｒを８〜１０ｗｔ％、Ｆｅを２５〜２８
ｗｔ％、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択さ
れた少なくとも１種の元素を０．０５〜０．１５ｗｔ
％、Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、Ｂ＜０．００５ｗｔ％、残部
Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる。
【０００８】
【作用】本発明に従う合金は、微細な結晶粒である２相
組織を有する。第１の相は、ランダムな面心立方状のＮ
ｉ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒの混合した結晶体であり、第２の
相は、体心立方状のＢ２規則化した亜化学量論的な金属
間相となる。本発明に従う合金は鍛造、圧延及び溶接が
可能であり、約７５０℃以上の温度でさえも炭素と硫黄
とを含有するプロセスガスに使用することが可能であ
る。
組織を有する。第１の相は、ランダムな面心立方状のＮ
ｉ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒの混合した結晶体であり、第２の
相は、体心立方状のＢ２規則化した亜化学量論的な金属
間相となる。本発明に従う合金は鍛造、圧延及び溶接が
可能であり、約７５０℃以上の温度でさえも炭素と硫黄
とを含有するプロセスガスに使用することが可能であ
る。
【０００９】本発明に従う合金（Ａ〜Ｆ）を実施例とし
て、及び本願発明に従う組成から外れ比較例で掲げた合
金（Ｇ、Ｈ、Ｉ）をいくつか表１に示す。右側の欄は、
１１００℃の腐食性雰囲気において、本願発明に従う合
金Ａ〜Ｆが優れた耐性を有することを示す。
て、及び本願発明に従う組成から外れ比較例で掲げた合
金（Ｇ、Ｈ、Ｉ）をいくつか表１に示す。右側の欄は、
１１００℃の腐食性雰囲気において、本願発明に従う合
金Ａ〜Ｆが優れた耐性を有することを示す。
【００１０】
【表１】
【００１１】合金化元素のニッケル、鉄及びアルミニウ
ムの影響を説明するため、図１に８５０℃の鉄−ニッケ
ル−アルミニウム３元系等温断面図を示す。従来の高温
鍛造可能な合金種１．４９５８（Ｘ５ＮｉＣｒＡｌＴｉ
３１２０）は、単一相域（Ｎｉ）にある。５ｗｔ％より
多いアルミニウム含有量の２相の（Ｎｉ）＋α′合金
は、代表的なタービン翼の精密鋳造合金であるが、これ
らの２層合金は脆くて鍛造することも圧延することもで
きない。単一相合金は熱間で脆くて浸硫しがちである。
ムの影響を説明するため、図１に８５０℃の鉄−ニッケ
ル−アルミニウム３元系等温断面図を示す。従来の高温
鍛造可能な合金種１．４９５８（Ｘ５ＮｉＣｒＡｌＴｉ
３１２０）は、単一相域（Ｎｉ）にある。５ｗｔ％より
多いアルミニウム含有量の２相の（Ｎｉ）＋α′合金
は、代表的なタービン翼の精密鋳造合金であるが、これ
らの２層合金は脆くて鍛造することも圧延することもで
きない。単一相合金は熱間で脆くて浸硫しがちである。
【００１２】
【実施例】図１から分かるように、本発明に従う合金
は、２層域（Ｎｉ）＋β2 と３層域（Ｎｉ）＋β2 ＋
α′との境界付近の１０ｗｔ％のアルミニウムと約５５
〜６０ｗｔ％のニッケルとを含む。β2 相は、体心立方
構造すなわちＢ２規則化金属間Ｎｉ（Ｆｅ）Ａｌ化合物
であり、すなわち（Ｎｉ）相は、規則化してない面心立
方の混合した結晶体である。金属間Ｌ１２規則化α′相
は、特定の温度領域において第３の成分組織として微細
に分布して存在することができる。
は、２層域（Ｎｉ）＋β2 と３層域（Ｎｉ）＋β2 ＋
α′との境界付近の１０ｗｔ％のアルミニウムと約５５
〜６０ｗｔ％のニッケルとを含む。β2 相は、体心立方
構造すなわちＢ２規則化金属間Ｎｉ（Ｆｅ）Ａｌ化合物
であり、すなわち（Ｎｉ）相は、規則化してない面心立
方の混合した結晶体である。金属間Ｌ１２規則化α′相
は、特定の温度領域において第３の成分組織として微細
に分布して存在することができる。
【００１３】これらの相領域の合金も通常は脆くて、単
に鋳造合金または粉末冶金用としてだけに生産される。
ドイツ特許番号第１８１２１４４号は、２〜２０ｗｔ％
のアルミニウム、相当高い含有量のクロム−鉄とタング
ステン、及び本質的に許容できなくて脆化させる極めて
高い含有量の酸素を含有する例を開示している。しかし
ながら、合金の組成を（Ｎｉ）相とβ2 相の割合を各々
約５０ｗｔ％にするように調整した条件において、冷間
また熱間でも成形可能であることが、驚くべきことに明
になった。これは１０ｗｔ％＋１ｗｔ％のアルミニウム
含有量で達成される。８．５ｗｔ％未満のＡｌ含有量
は、望ましい層が保証されない。満足な成形性を確実に
するために、鉄／ニッケル比を正確に調整する必要があ
る。図２に示すように、最良の鍛造性と熱間圧延性は、
鉄含有量が約２６ｗｔ％のときに得られる。クロムが実
質的に鉄の格子位置の２分の１とニッケルの格子位置の
２分の１を実質的に占めることを基にして、典型的な合
金を図中に図示した。Ｆｅを２３ｗｔ％より低くそして
２８ｗｔ％以上の余り高い鉄含有量を含むと、成形性に
著しい低下が見られ、極端な鉄成分は耐酸化性とまた成
形性を低下させる。
に鋳造合金または粉末冶金用としてだけに生産される。
ドイツ特許番号第１８１２１４４号は、２〜２０ｗｔ％
のアルミニウム、相当高い含有量のクロム−鉄とタング
ステン、及び本質的に許容できなくて脆化させる極めて
高い含有量の酸素を含有する例を開示している。しかし
ながら、合金の組成を（Ｎｉ）相とβ2 相の割合を各々
約５０ｗｔ％にするように調整した条件において、冷間
また熱間でも成形可能であることが、驚くべきことに明
になった。これは１０ｗｔ％＋１ｗｔ％のアルミニウム
含有量で達成される。８．５ｗｔ％未満のＡｌ含有量
は、望ましい層が保証されない。満足な成形性を確実に
するために、鉄／ニッケル比を正確に調整する必要があ
る。図２に示すように、最良の鍛造性と熱間圧延性は、
鉄含有量が約２６ｗｔ％のときに得られる。クロムが実
質的に鉄の格子位置の２分の１とニッケルの格子位置の
２分の１を実質的に占めることを基にして、典型的な合
金を図中に図示した。Ｆｅを２３ｗｔ％より低くそして
２８ｗｔ％以上の余り高い鉄含有量を含むと、成形性に
著しい低下が見られ、極端な鉄成分は耐酸化性とまた成
形性を低下させる。
【００１４】材料１．４９５８と材料１．４８７７との
耐吸炭性を比較して本発明に従う合金の耐吸炭性を図３
に示す。本発明に従う合金の満足な耐吸炭性は、高アル
ミニウム含有量の結果である。約１０ｗｔ％のアルミニ
ウム含有量が、長期間の使用に渡ってさえも保護アルミ
ニウム酸化層を維持する助けとなる。表２は、７５０℃
でＨ2 Ｓを含有する浸硫性石炭ガス化雰囲気において実
施された試験結果を示し、浸硫による本発明に従う合金
の腐食割れは僅かである。 表２ ０．３ｗｔ％のＨ2 Ｓを含有する石炭ガス化雰囲気中で７５０℃で２０ ００時間時効した後の硫黄吸収による重量変化及び冶金学的に決定した 腐食性浸食 ──────────────────────────────────── 材料 内部腐食 層厚さ 重量変化 腐食性浸食 μｍ μｍ ｇ／ｍ2 ｍｍ／年 （外挿法による） ──────────────────────────────────── 1.4958 200 50 172 1.5 1.4877 150 120 64 1.7 本発明の 実施例Ｃ − 12 16 <0.1 ──────────────────────────────────── 酸素を含み且つ低酸素媒体中での浸硫に対する顕著な耐
性は、高クロム含有量と高酸素含有量との組み合わせで
達成される。図４に示すように、Ｈ2 Ｓを含有するガス
中での浸硫に対する高耐性には、最低クロム含有量が必
要である。クロムに最低含有量は４ｗｔ％である。しか
しながら、クロム含有量が１０ｗｔ％を越えて増加する
場合は、成形性の著しい低下が見られる。このためクロ
ムは１０ｗｔ％までに限定される。
耐吸炭性を比較して本発明に従う合金の耐吸炭性を図３
に示す。本発明に従う合金の満足な耐吸炭性は、高アル
ミニウム含有量の結果である。約１０ｗｔ％のアルミニ
ウム含有量が、長期間の使用に渡ってさえも保護アルミ
ニウム酸化層を維持する助けとなる。表２は、７５０℃
でＨ2 Ｓを含有する浸硫性石炭ガス化雰囲気において実
施された試験結果を示し、浸硫による本発明に従う合金
の腐食割れは僅かである。 表２ ０．３ｗｔ％のＨ2 Ｓを含有する石炭ガス化雰囲気中で７５０℃で２０ ００時間時効した後の硫黄吸収による重量変化及び冶金学的に決定した 腐食性浸食 ──────────────────────────────────── 材料 内部腐食 層厚さ 重量変化 腐食性浸食 μｍ μｍ ｇ／ｍ2 ｍｍ／年 （外挿法による） ──────────────────────────────────── 1.4958 200 50 172 1.5 1.4877 150 120 64 1.7 本発明の 実施例Ｃ − 12 16 <0.1 ──────────────────────────────────── 酸素を含み且つ低酸素媒体中での浸硫に対する顕著な耐
性は、高クロム含有量と高酸素含有量との組み合わせで
達成される。図４に示すように、Ｈ2 Ｓを含有するガス
中での浸硫に対する高耐性には、最低クロム含有量が必
要である。クロムに最低含有量は４ｗｔ％である。しか
しながら、クロム含有量が１０ｗｔ％を越えて増加する
場合は、成形性の著しい低下が見られる。このためクロ
ムは１０ｗｔ％までに限定される。
【００１５】技術的プロセスにおいて、構造部材は、こ
のプロセスに関係する基材から離れた側部で高温度の大
気酸素に度々晒されるので、この技術的プロセスで使用
される材料は酸素に対して高い耐性を通常必要とる。こ
れは、材料が内部酸化に対して及び不完全な付着酸化物
層の剥離に対しても安定でなければならないことを意味
する。保護酸化物層の満足な付着は、本発明に従う合金
に０．１ｗｔ％のハフニウムを添加することにより達成
される。図５は、この合金の良好な耐酸化性と有利なハ
フニウム効果とを示す。この図は、時効時間の関数とし
て２４時間周期で周期酸化試験で測定した１１００℃の
大気中での重量変化を示す。重量の増加は酸素の増加を
示し、重量の減少は不完全な酸化物層が剥離することを
示す。本発明に従う合金とほとんど同一の２種類の合金
は、ハフニウムの無添加のため剥離による著しい重量減
少が示されるが、本発明に従うハフニウムを含有する合
金は安定に保持される。ハフニウムの添加による望まし
い効果を得るために、０．０２５ｗｔ％のハフニウム含
有量が必要である。しかしながら、この場合は、材料の
脆性をもたらすハウニウム酸化物を内部に形成する危険
があるので、ハフニウム含有量は、０．２ｗｔ％を越え
てはならない。
のプロセスに関係する基材から離れた側部で高温度の大
気酸素に度々晒されるので、この技術的プロセスで使用
される材料は酸素に対して高い耐性を通常必要とる。こ
れは、材料が内部酸化に対して及び不完全な付着酸化物
層の剥離に対しても安定でなければならないことを意味
する。保護酸化物層の満足な付着は、本発明に従う合金
に０．１ｗｔ％のハフニウムを添加することにより達成
される。図５は、この合金の良好な耐酸化性と有利なハ
フニウム効果とを示す。この図は、時効時間の関数とし
て２４時間周期で周期酸化試験で測定した１１００℃の
大気中での重量変化を示す。重量の増加は酸素の増加を
示し、重量の減少は不完全な酸化物層が剥離することを
示す。本発明に従う合金とほとんど同一の２種類の合金
は、ハフニウムの無添加のため剥離による著しい重量減
少が示されるが、本発明に従うハフニウムを含有する合
金は安定に保持される。ハフニウムの添加による望まし
い効果を得るために、０．０２５ｗｔ％のハフニウム含
有量が必要である。しかしながら、この場合は、材料の
脆性をもたらすハウニウム酸化物を内部に形成する危険
があるので、ハフニウム含有量は、０．２ｗｔ％を越え
てはならない。
【００１６】この合金の酸化に対する高耐性は、例え
ば、加工することが困難である高合金でフェライト相の
鉄−クロム−アルミニウム材料の代わりとして、この合
金を工業用炉構造物及び他の装置の熱伝導性材料として
使用することは非常に適切である。同じ理由で、シリコ
ンとチタンの含有量は、０．５ｗｔ％未満に限定する。
より高い濃度においてはこれらの２種類の元素は、金属
間層の形成により脆化する傾向を有する。マンガンは酸
化に対する耐性に不利な傾向もたらし、このために最大
値を０．５ｗｔ％に限定する。
ば、加工することが困難である高合金でフェライト相の
鉄−クロム−アルミニウム材料の代わりとして、この合
金を工業用炉構造物及び他の装置の熱伝導性材料として
使用することは非常に適切である。同じ理由で、シリコ
ンとチタンの含有量は、０．５ｗｔ％未満に限定する。
より高い濃度においてはこれらの２種類の元素は、金属
間層の形成により脆化する傾向を有する。マンガンは酸
化に対する耐性に不利な傾向もたらし、このために最大
値を０．５ｗｔ％に限定する。
【００１７】燐と硫黄濃度は、できる限り低く抑える必
要がある。これらの２種類の元素は、高温度腐食に対す
る耐性を低下させ且つ粒界結合力の低下により粒内脆性
破壊を促進する。酸素は、脆化する傾向を有するため、
最低限にする必要がある。炭素も、また脆化する傾向を
有するため、０．０５ｗｔ％未満に限定する。
要がある。これらの２種類の元素は、高温度腐食に対す
る耐性を低下させ且つ粒界結合力の低下により粒内脆性
破壊を促進する。酸素は、脆化する傾向を有するため、
最低限にする必要がある。炭素も、また脆化する傾向を
有するため、０．０５ｗｔ％未満に限定する。
【００１８】本発明に従う合金は、真空高周波炉による
溶解或いは大気溶解後に、インゴット鋳造及び連続鋳造
の双方で製造することができる。熱間成形は、高温圧延
或いは鍛造により実施され、冷間成形は圧延により行わ
れる。組織調整は１０００℃を越える温度で再結晶焼き
なましを行い、より低い焼きなまし温度は完全な再結晶
組織を保証できない。引張り強度とＲｐ０．２クリープ
限は、全温度域を通じて材料１．４９５８で測定された
値より明らかに大きかった。焼きなまし後、図６及び図
７に示されるように、非常に微細粒となった均一２層組
織が観察できる。この組織の機械的性質を、図８に典型
的に示す。室温での破断までの延びは、高耐熱性フェラ
イト鋼の値に達し、この伸びは、温度上昇と共に増加す
る。１１５０℃を越えた温度で、この材料は、熱間成形
性が非常に満足できる。冷却条件に依存して、組織中に
微細に分布して第３相が存在できる。機械的性質は、熱
処理温度と冷却速度の適切な選択により広範囲に渡って
変化できる。
溶解或いは大気溶解後に、インゴット鋳造及び連続鋳造
の双方で製造することができる。熱間成形は、高温圧延
或いは鍛造により実施され、冷間成形は圧延により行わ
れる。組織調整は１０００℃を越える温度で再結晶焼き
なましを行い、より低い焼きなまし温度は完全な再結晶
組織を保証できない。引張り強度とＲｐ０．２クリープ
限は、全温度域を通じて材料１．４９５８で測定された
値より明らかに大きかった。焼きなまし後、図６及び図
７に示されるように、非常に微細粒となった均一２層組
織が観察できる。この組織の機械的性質を、図８に典型
的に示す。室温での破断までの延びは、高耐熱性フェラ
イト鋼の値に達し、この伸びは、温度上昇と共に増加す
る。１１５０℃を越えた温度で、この材料は、熱間成形
性が非常に満足できる。冷却条件に依存して、組織中に
微細に分布して第３相が存在できる。機械的性質は、熱
処理温度と冷却速度の適切な選択により広範囲に渡って
変化できる。
【００１９】ハフニウムは、例えば、セリウム、ランタ
ン、ミッシュメタルのような希土類元素或いはそのほか
にイットリウムで全体的に或いは部分的に変えることが
できる。
ン、ミッシュメタルのような希土類元素或いはそのほか
にイットリウムで全体的に或いは部分的に変えることが
できる。
【００２０】
【発明の効果】本発明にしたがう合金は、特に発電所の
用途に対して及び、化学及び石油化学工業において、４
００〜１１００℃の温度で浸硫、吸炭及び酸化に対して
耐性が必要となる製品の製造に著しく適切である。技術
エネルギー及び化学装置の高温度部材において、溶接も
可能である本発明にしたがう合金を使用した装置部品
は、吸炭及び浸硫の高耐性で特徴付けられ、パイプ及び
ボイラー壁のような技術エネルギー及び化学の装置部品
は、プロセスに係わるガスから離れた側面が大気酸素に
たびたび晒されので、酸化に対してもこれらの良好な耐
性がその効果をもたらす。４００〜１０００℃の間の一
定温度で必要な温度強度が得られ、１１００℃でもまだ
十分に得られる。
用途に対して及び、化学及び石油化学工業において、４
００〜１１００℃の温度で浸硫、吸炭及び酸化に対して
耐性が必要となる製品の製造に著しく適切である。技術
エネルギー及び化学装置の高温度部材において、溶接も
可能である本発明にしたがう合金を使用した装置部品
は、吸炭及び浸硫の高耐性で特徴付けられ、パイプ及び
ボイラー壁のような技術エネルギー及び化学の装置部品
は、プロセスに係わるガスから離れた側面が大気酸素に
たびたび晒されので、酸化に対してもこれらの良好な耐
性がその効果をもたらす。４００〜１０００℃の間の一
定温度で必要な温度強度が得られ、１１００℃でもまだ
十分に得られる。
【図１】３元系Ｎｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の８５０℃の等温
断面を示す。
断面を示す。
【図２】Ｎｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の鍛造試験の結果である
変形能を、３元系Ｎｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の８５０℃の等
温断面図に示す。黒丸：鍛造可能、半黒丸：条件により
鍛造可能、白丸：鍛造不可能
変形能を、３元系Ｎｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の８５０℃の等
温断面図に示す。黒丸：鍛造可能、半黒丸：条件により
鍛造可能、白丸：鍛造不可能
【図３】時間を関数とし、１０００℃のメタン／水素ガ
ス中で時効した後の高温材料の炭素吸収量を示す。黒
丸：本発明のＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金（実施例Ａ）、黒四
角：ＡＣ６６（１．４８７７）、白三角：合金８００Ｈ
（１．４９５８）
ス中で時効した後の高温材料の炭素吸収量を示す。黒
丸：本発明のＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金（実施例Ａ）、黒四
角：ＡＣ６６（１．４８７７）、白三角：合金８００Ｈ
（１．４９５８）
【図４】６００℃の石炭ガス雰囲気中で１０００時間後
のＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の顕微鏡組織写真を示す。
のＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金の顕微鏡組織写真を示す。
【図５】本発明に従うＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金（合金Ｎｉ
ｃｒｏｆｅｒ ６００９ Ａ１１０）の酸化挙動を、Ａ
Ｃ６６（１．４８７７）、合金８００Ｈ（１．４９５
８）及びハフニウムフリーＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金と比較
して示す。
ｃｒｏｆｅｒ ６００９ Ａ１１０）の酸化挙動を、Ａ
Ｃ６６（１．４８７７）、合金８００Ｈ（１．４９５
８）及びハフニウムフリーＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ合金と比較
して示す。
【図６】冷間圧延後のＮｉ−２８Ｆｅ−１０Ａｌ−８Ｃ
ｒ合金（実施例Ａ）の顕微鏡組織写真を示す。
ｒ合金（実施例Ａ）の顕微鏡組織写真を示す。
【図７】冷間圧延後のＮｉ−２８Ｆｅ−１０Ａｌ−８Ｃ
ｒ合金（実施例Ａ）の顕微鏡組織写真を示す。
ｒ合金（実施例Ａ）の顕微鏡組織写真を示す。
【図８】本発明に従うＮｉ−２８Ｆｅ−１０Ａｌ−８Ｃ
ｒ合金（実施例Ｃ）の機械的性質を温度を関数として示
す。
ｒ合金（実施例Ｃ）の機械的性質を温度を関数として示
す。
Claims (3)
- 【請求項１】 微細な結晶粒である２相組織の高温度で
鍛造可能な合金であって、 Ｃ＜０．０５ｗｔ％、 Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、 Ｍｎ＜０．５ｗｔ％、 Ａｌを８．５〜１１ｗｔ％、 Ｐ＜０．０２ｗｔ％、 Ｓ＜０．０１ｗｔ％、 Ｃｒ＜４〜１０ｗｔ％、 Ｆｅを２３〜２８ｗｔ％、 Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択された少な
くとも１種の元素を０．０２５〜０．２ｗｔ％、 Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、 Ｂ＜０．００５ｗｔ％、 残部Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる微細な結晶粒で
ある２相組織の高温度で鍛造可能な合金。 - 【請求項２】 高温度で鍛造可能な合金であって、 Ｃ＜０．０５ｗｔ％、 Ｓｉ＜０．５ｗｔ％、 Ｍｎ＜０．５ｗｔ％、 Ａｌを９〜１１ｗｔ％、 Ｐ＜０．０２ｗｔ％、 Ｓ＜０．０１ｗｔ％、 Ｃｒを８〜１０ｗｔ％、 Ｆｅを２５〜２８ｗｔ％、 Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ及び希土類元素の群から選択された少な
くとも１種の元素を０．０５〜０．１５ｗｔ％、 Ｔｉ＜０．５ｗｔ％、 Ｂ＜０．００５ｗｔ％、 残部Ｎｉ及び不可避不純物を含んでなる請求項１記載の
高温度で鍛造可能な合金。 - 【請求項３】 ４００から１１００℃の間の温度で、浸
硫、吸炭及び酸化に耐性のある製品を製造するための請
求項１または２記載の合金の使用方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE4422521:0 | 1994-06-28 | ||
| DE4422521A DE4422521C1 (de) | 1994-06-28 | 1994-06-28 | Hochtemperatur-Knetlegierung |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0813071A true JPH0813071A (ja) | 1996-01-16 |
Family
ID=6521653
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7184792A Pending JPH0813071A (ja) | 1994-06-28 | 1995-06-28 | 高温度で鍛造可能な合金 |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0690140B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0813071A (ja) |
| KR (1) | KR0172521B1 (ja) |
| AT (1) | ATE160384T1 (ja) |
| CA (1) | CA2152634C (ja) |
| CZ (1) | CZ168695A3 (ja) |
| DE (2) | DE4422521C1 (ja) |
| FI (1) | FI953160L (ja) |
| PL (1) | PL309144A1 (ja) |
| ZA (1) | ZA954147B (ja) |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4054469A (en) * | 1976-06-01 | 1977-10-18 | General Electric Company | Directionally solidified eutectic γ+β nickel-base superalloys |
| US4839140A (en) * | 1985-10-11 | 1989-06-13 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Chromium modified nickel-iron aluminide useful in sulfur bearing environments |
| DE3907564A1 (de) * | 1989-03-09 | 1990-09-13 | Vdm Nickel Tech | Nickel-chrom-eisen-legierung |
| US5427601A (en) * | 1990-11-29 | 1995-06-27 | Ngk Insulators, Ltd. | Sintered metal bodies and manufacturing method therefor |
| DE4130139C1 (ja) * | 1991-09-11 | 1992-08-06 | Krupp-Vdm Ag, 5980 Werdohl, De |
-
1994
- 1994-06-28 DE DE4422521A patent/DE4422521C1/de not_active Expired - Fee Related
-
1995
- 1995-05-09 AT AT95107017T patent/ATE160384T1/de not_active IP Right Cessation
- 1995-05-09 EP EP95107017A patent/EP0690140B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1995-05-09 DE DE59501000T patent/DE59501000D1/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-05-22 ZA ZA954147A patent/ZA954147B/xx unknown
- 1995-06-15 KR KR1019950015868A patent/KR0172521B1/ko not_active Expired - Fee Related
- 1995-06-16 PL PL95309144A patent/PL309144A1/xx unknown
- 1995-06-26 CA CA002152634A patent/CA2152634C/en not_active Expired - Fee Related
- 1995-06-26 FI FI953160A patent/FI953160L/fi unknown
- 1995-06-27 CZ CZ951686A patent/CZ168695A3/cs unknown
- 1995-06-28 JP JP7184792A patent/JPH0813071A/ja active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CZ168695A3 (en) | 1996-01-17 |
| EP0690140B1 (de) | 1997-11-19 |
| PL309144A1 (en) | 1996-01-08 |
| EP0690140A1 (de) | 1996-01-03 |
| FI953160A7 (fi) | 1995-12-29 |
| DE59501000D1 (de) | 1998-01-02 |
| ATE160384T1 (de) | 1997-12-15 |
| ZA954147B (en) | 1996-01-19 |
| KR0172521B1 (ko) | 1999-02-18 |
| CA2152634C (en) | 2000-05-30 |
| FI953160A0 (fi) | 1995-06-26 |
| KR960001156A (ko) | 1996-01-25 |
| FI953160L (fi) | 1995-12-29 |
| CA2152634A1 (en) | 1995-12-29 |
| DE4422521C1 (de) | 1995-10-05 |
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