JPS6326321A

JPS6326321A - 高ニッケル−クロム合金

Info

Publication number: JPS6326321A
Application number: JP62166780A
Authority: JP
Inventors: パスパシー、ガネサン; ゲイロード、ダレル、スミス; カーティス、スティーブン、タッセン; ジャック、ミルトン、ホイーラー
Original assignee: Inco Alloys International Inc
Current assignee: Huntington Alloys Corp
Priority date: 1986-07-03
Filing date: 1987-07-03
Publication date: 1988-02-03
Also published as: KR880001836A; CA1304608C; EP0251295A3; EP0251295A2; EP0251295B1; AU7505687A; BR8703367A

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。

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。

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）。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

Ｃｒ　２３　Ｃ６の間約０．］〜０．５％は、約２０５
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。

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。

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。

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）。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

表■ １１６５°Ｃ（２１３０下）での６００時間後の剋Ｃ５
０Ｄ　　　　　　　　　　　　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。

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。

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。

Claims

【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。