JPS6337183B2 - - Google Patents
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- JPS6337183B2 JPS6337183B2 JP58129291A JP12929183A JPS6337183B2 JP S6337183 B2 JPS6337183 B2 JP S6337183B2 JP 58129291 A JP58129291 A JP 58129291A JP 12929183 A JP12929183 A JP 12929183A JP S6337183 B2 JPS6337183 B2 JP S6337183B2
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- JP
- Japan
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- heat
- tungsten
- titanium
- resistant alloy
- alloy casting
- Prior art date
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-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
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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)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
本発明はリホーミング装置および高温工業装置
に広く使用される鋳物合金に関する。 これらの合金はアロイ キヤステイング イン
ステイチユート（ACI）デイビジヨン オブ ザ
スチール フアウンダズ ソサイエテイ オブ
アメリカ〔Alloy Casting Institute（ACI）
Division of the Steel Founders Society of
America〕によつて標準化されている。一般に
入手可能の仕様書はASTM A299、A447、A567
およびA608である。 ACI記号はそれぞれ耐熱性および耐食性用途に
適することを示す接頭文字ＨおよびＣを使用す
る。第２文字は合金タイプを示すため任意に付加
され、ニツケル含量上昇とともにほぼアルフアベ
ツトの順の文字が使用される（表Ａ参照）。Ｈグ
レードの炭素量を示す規定があり、２つの文字に
続く数字は炭素範囲の中心を示す。 種々の合金元素の機能は異なる。たとえばクロ
ムは高温ガスによる酸化および腐食抵抗を増大す
る。マンガンおよびケイ素は製鋼のために添加さ
れるが、ケイ素は酸化および炭化抵抗力にも影響
する。ニツケルは高温強度に関係するオーステナ
イト組織を与え、さらに炭化およびある程度酸化
抵抗力を与える。しかし高ニツケル合金はとくに
還元条件でイオウによる侵食に敏感である。炭素
は高温強度に影響する有力な元素であり、チツ素
も強度に重要である。 本発明に主として関係するACI標準グレードを
次の表Ａに示す：
に広く使用される鋳物合金に関する。 これらの合金はアロイ キヤステイング イン
ステイチユート（ACI）デイビジヨン オブ ザ
スチール フアウンダズ ソサイエテイ オブ
アメリカ〔Alloy Casting Institute（ACI）
Division of the Steel Founders Society of
America〕によつて標準化されている。一般に
入手可能の仕様書はASTM A299、A447、A567
およびA608である。 ACI記号はそれぞれ耐熱性および耐食性用途に
適することを示す接頭文字ＨおよびＣを使用す
る。第２文字は合金タイプを示すため任意に付加
され、ニツケル含量上昇とともにほぼアルフアベ
ツトの順の文字が使用される（表Ａ参照）。Ｈグ
レードの炭素量を示す規定があり、２つの文字に
続く数字は炭素範囲の中心を示す。 種々の合金元素の機能は異なる。たとえばクロ
ムは高温ガスによる酸化および腐食抵抗を増大す
る。マンガンおよびケイ素は製鋼のために添加さ
れるが、ケイ素は酸化および炭化抵抗力にも影響
する。ニツケルは高温強度に関係するオーステナ
イト組織を与え、さらに炭化およびある程度酸化
抵抗力を与える。しかし高ニツケル合金はとくに
還元条件でイオウによる侵食に敏感である。炭素
は高温強度に影響する有力な元素であり、チツ素
も強度に重要である。 本発明に主として関係するACI標準グレードを
次の表Ａに示す：
【表】
クリープ破壊強さで測定される高温強度はもち
ろんこれらの合金の主要性質であるけれど、延性
も使用状態で繰返し引張り応力を受ける鋳物には
同様重要である。この場合ほぼ一定温度で行われ
る連続法と異なり、不連続的高温処理に固有の大
きい温度差が鋳物の繰返し膨張収縮の原因とな
る。高い延性（一定負荷のもとに突然予期に反す
る破壊を生ずることなく予期のとおりに延びる能
力）は事故に対する安全性を与えるので、設計技
術者はこれをつねに価値ある性質と考えている。
すなわち２つの鋼が同じ強度、同じ価格であれ
ば、決定的事故の前に事故の接近を指示しうる高
い延性を有する鋼が選択される。 外観的補修および（または）大きいユニツトへ
の組立に伴うこの鋳物の鋳造後の溶接は望まし
く、かつ多くの部材には必要である。熱間延性は
クラツクなしに溶接するために非常に有効であ
る。熱間延性は溶接中金属が突然延伸し、溶接後
クラツクなしに収縮することを可能にする。 本発明の目的はオーステナイト系標準ACI合金
のほぼ全範囲にわたつて高温引張り強さを増大
し、熱間延性およびクリープ破壊強さを著しく改
善し、これを現在まで合金組成の広い範囲にわた
つて大きい効果を増進するとは考えられなかつた
非常に少量の添加剤を標準合金に添加することに
よつて実現することである。この添加剤は安価で
あり、戦略的（国内に乏しい）元素を含まず、標
準ACIグレードにほとんど価格上昇なしに使用し
うるものである。 次に本発明を例によつて説明する。
ろんこれらの合金の主要性質であるけれど、延性
も使用状態で繰返し引張り応力を受ける鋳物には
同様重要である。この場合ほぼ一定温度で行われ
る連続法と異なり、不連続的高温処理に固有の大
きい温度差が鋳物の繰返し膨張収縮の原因とな
る。高い延性（一定負荷のもとに突然予期に反す
る破壊を生ずることなく予期のとおりに延びる能
力）は事故に対する安全性を与えるので、設計技
術者はこれをつねに価値ある性質と考えている。
すなわち２つの鋼が同じ強度、同じ価格であれ
ば、決定的事故の前に事故の接近を指示しうる高
い延性を有する鋼が選択される。 外観的補修および（または）大きいユニツトへ
の組立に伴うこの鋳物の鋳造後の溶接は望まし
く、かつ多くの部材には必要である。熱間延性は
クラツクなしに溶接するために非常に有効であ
る。熱間延性は溶接中金属が突然延伸し、溶接後
クラツクなしに収縮することを可能にする。 本発明の目的はオーステナイト系標準ACI合金
のほぼ全範囲にわたつて高温引張り強さを増大
し、熱間延性およびクリープ破壊強さを著しく改
善し、これを現在まで合金組成の広い範囲にわた
つて大きい効果を増進するとは考えられなかつた
非常に少量の添加剤を標準合金に添加することに
よつて実現することである。この添加剤は安価で
あり、戦略的（国内に乏しい）元素を含まず、標
準ACIグレードにほとんど価格上昇なしに使用し
うるものである。 次に本発明を例によつて説明する。
【表】
【表】
【表】
【表】
表１において；
(1) ヒートＡはヒートＢにもつとも近い標準ACI
合金HPの代表である。 (2) ヒートＣおよびＤはタングステンなしでチタ
ン含量上昇の効果を示す。 (3) ヒートＧおよびＨはチタン含量0.16％で一定
のとき、タングステン含量の0.51％から1.04％
への上昇がクリープ破壊強さにほとんど効果の
ないことを示す。 (4) W5％、チタン０％のヒートＥおよびＦは標
準合金より優れているけれど、それぞれクリー
プ破壊強さがタングステンおよび最低0.16％の
チタンを合金したヒートより劣る。 (5) ヒートＪ、Ｋ、ＬおよびＭは最高クリープ破
壊強さの合金範囲に入る。 (6) 高温引張り強さはヒートＢに対しては得られ
なかつたので、高温引張り強さは比較できな
い。
合金HPの代表である。 (2) ヒートＣおよびＤはタングステンなしでチタ
ン含量上昇の効果を示す。 (3) ヒートＧおよびＨはチタン含量0.16％で一定
のとき、タングステン含量の0.51％から1.04％
への上昇がクリープ破壊強さにほとんど効果の
ないことを示す。 (4) W5％、チタン０％のヒートＥおよびＦは標
準合金より優れているけれど、それぞれクリー
プ破壊強さがタングステンおよび最低0.16％の
チタンを合金したヒートより劣る。 (5) ヒートＪ、Ｋ、ＬおよびＭは最高クリープ破
壊強さの合金範囲に入る。 (6) 高温引張り強さはヒートＢに対しては得られ
なかつたので、高温引張り強さは比較できな
い。
【表】
【表】
【表】
【表】
表２において；
(1) ヒートＡは代表的HK合金であり、その性質
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢはタングステン0.10％およびチタン
0.02％の添加がクリープ破壊強さに有利に影響
しないことを示す。 (3) ヒートＣ、ＤおよびＥはタングステンなしの
少量のチタン添加によりクリープ破壊強さが少
し改善されることを示す。 (4) ヒートＦおよびＧはヒートＢと同程度のタン
グステンでチタン含量を少し上昇した合金の効
果を示す。 (5) ヒートＡとＦの比較により高温引張り強さお
よび延性の著しい上昇が認められる。
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢはタングステン0.10％およびチタン
0.02％の添加がクリープ破壊強さに有利に影響
しないことを示す。 (3) ヒートＣ、ＤおよびＥはタングステンなしの
少量のチタン添加によりクリープ破壊強さが少
し改善されることを示す。 (4) ヒートＦおよびＧはヒートＢと同程度のタン
グステンでチタン含量を少し上昇した合金の効
果を示す。 (5) ヒートＡとＦの比較により高温引張り強さお
よび延性の著しい上昇が認められる。
【表】
【表】
【表】
表３において；
(1) ヒートＡは代表的HH合金であり、その性質
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢは少量のタングステンおよびチタン
の合金効果を示す。 (3) 高温引張り強さおよび延性の著しい増大が認
められる。
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢは少量のタングステンおよびチタン
の合金効果を示す。 (3) 高温引張り強さおよび延性の著しい増大が認
められる。
【表】
【表】
【表】
表４において；
(1) ヒートＡは代表的HN合金であり、その性質
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢは少量のタングステンおよびチタン
の合金効果を示す。 (3) 高温引張り強さおよび延性は同じ傾向を示
す。 これらの鋳物の経験によれば１％以上のチタン
によりTiO2の形のチタンに富む大きい非金属介
在物または引張り性質を低下するもつと複雑なチ
タン酸化物を含まない鋳物を製造することは困難
であることが明らかになつた。これは表１のヒー
トＫとＯを比較する下記の表５のデータにより明
らかである。これらのデータは約１％以上のチタ
ンは標準ACIグレードの範囲にわたつて避けなけ
ればならないことを表わす。これらの値およびチ
タンが酸素との親和性が大きくチタン添加前に注
意深い脱酸を必要とすることを考慮し、本発明で
はチタンは0.6％以下に制限される。
は公表データの中心値を示す。 (2) ヒートＢは少量のタングステンおよびチタン
の合金効果を示す。 (3) 高温引張り強さおよび延性は同じ傾向を示
す。 これらの鋳物の経験によれば１％以上のチタン
によりTiO2の形のチタンに富む大きい非金属介
在物または引張り性質を低下するもつと複雑なチ
タン酸化物を含まない鋳物を製造することは困難
であることが明らかになつた。これは表１のヒー
トＫとＯを比較する下記の表５のデータにより明
らかである。これらのデータは約１％以上のチタ
ンは標準ACIグレードの範囲にわたつて避けなけ
ればならないことを表わす。これらの値およびチ
タンが酸素との親和性が大きくチタン添加前に注
意深い脱酸を必要とすることを考慮し、本発明で
はチタンは0.6％以下に制限される。
【表】
第１〜４図にはそれぞれ表１〜４の適用応力対
破壊時間のデータが対数目盛で記入されている。
太線は各例の標準合金に対する平均的傾向を示す
ものであり、それと直角の細線で引き出した●印
は本発明による合金で達成される有利な変化を示
す。ハツチ部分は標準ACI耐熱鋳物合金の破壊時
間に対する適用応力の±20％の分散範囲を示す。
第５図は本発明の合金（HPグレード合金）の組
織を500倍で示す顕微鏡写真である。第６図はた
だちに設置しうるようにユニツトに組立てた耐熱
合金鋳物の外観を示す。 本発明によるタングステンとチタンの組合せを
適用したすべてのデータ点は標準グレードのACI
鋳物合金に許容される±20％の分散の上限を超え
ることは明らかであり、これらの超える値はHP
グレードの最小５％からHHグレードの最高約
100％の間を変動する。 鋳造管理には予期しない酸化、溶解損失、炉の
チヤージ材料の変化などのために巾が必要であ
る。本発明により、かつこれまでの市販グレード
の鉄―クロム―ニツケル耐熱合金鋳物による鋳造
経験に基き、次の表６の４つの合金は一般的な
ACIグレードに対して遠心鋳造および普通鋳造用
に有利な鋳造許容差を有する。
破壊時間のデータが対数目盛で記入されている。
太線は各例の標準合金に対する平均的傾向を示す
ものであり、それと直角の細線で引き出した●印
は本発明による合金で達成される有利な変化を示
す。ハツチ部分は標準ACI耐熱鋳物合金の破壊時
間に対する適用応力の±20％の分散範囲を示す。
第５図は本発明の合金（HPグレード合金）の組
織を500倍で示す顕微鏡写真である。第６図はた
だちに設置しうるようにユニツトに組立てた耐熱
合金鋳物の外観を示す。 本発明によるタングステンとチタンの組合せを
適用したすべてのデータ点は標準グレードのACI
鋳物合金に許容される±20％の分散の上限を超え
ることは明らかであり、これらの超える値はHP
グレードの最小５％からHHグレードの最高約
100％の間を変動する。 鋳造管理には予期しない酸化、溶解損失、炉の
チヤージ材料の変化などのために巾が必要であ
る。本発明により、かつこれまでの市販グレード
の鉄―クロム―ニツケル耐熱合金鋳物による鋳造
経験に基き、次の表６の４つの合金は一般的な
ACIグレードに対して遠心鋳造および普通鋳造用
に有利な鋳造許容差を有する。
【表】
これらの範囲内で最高強度のためのタングステ
ンの有利な量は0.1〜0.6％であり、この有利な量
はACIグレードのほとんどの範囲HH〜HWに適
用される。 しかしさらに本発明により可能な付加的利点は
必ずしもタングステンの最適量にこだわる必要が
ないことである。表１によりタングステンが最大
強度を生ずる量を超えてもチタンとの組合せの場
合、クリープ破壊寿命はなお標準グレードを超え
ることが明らかである。すなわちW1.06％を含む
ヒートＮは破壊寿命（2000〓、2.5Ksi）で最高よ
り約40％の低下を示しているが、標準合金鋳物の
ほぼ３倍（622時間：196時間）の寿命を有する。 強度上最適の量を超えるタングステンは溶解に
使用するスクラツプの種類の巾を広くする理由
で、または炭化に対する抵抗力（タングステンは
この機能に有効）が最高である付加的利点のため
に許容されることを知ることができる。これらの
理由のためタングステンの量は1.2％に制限され
る。約0.6％を超えるタングステンは強度上の効
果が飽和に達する（前述のように最高値より少し
低い）。 広範囲の組成をを示す４つの代表的工業用合金
にタングステンおよびチタンをごく少量添加する
ことによつて多数の有利な性質が達成されること
が明らかになつた。これらの代表的合金による経
験によれば下記の組成範囲（重量％）にわたつて
高温引張り強さ、延性およびクリープ破壊強さに
実用上の効果を期待することができる： 炭素 0.25〜 0.8 クロム 12 〜32 ニツケル 8 〜62 マンガン 3.0 以下 ケイ素 3.5 以下 タングステン 0.1 〜 1.2 チタン 0.1 〜 0.6 残部鉄および通常不可避の不純物（アルミニウ
ム脱酸生成物および不純溶湯に存在しうるモリブ
デンのような）およびリン、イオウのような同伴
元素。 効果は通常高いレベルと考えられるチツ素の存
在および常用の誘導炉溶解の場合の低いレベルの
チツ素量で達成され、すなわちチツ素は悪い影響
をおよぼさない。さらにある程度のチツ素量によ
つて強度が増大し、0.3％までのチツ素は問題な
く許容される。 公知合金に適用可能のすべての標準または有利
な溶解法を使用することができる。タングステン
はフエロタングステン（これは戦略材料でない）
として使用され、チタンは出鋼のときシートの形
で添加することができる。しかし最高のチタン歩
留りを達成するため、脱酸は炉内で、またはチタ
ン添加の前に酸素量を非常に低いレベルへ減少す
るために適当な他の任意の方法で行わなければな
らない。 組成のこの範囲は顕微鏡組織に有害なフエライ
トを多少含む合金が製造される極限の特定の組合
せを含むことが明らかである。本発明の合金は第
５図に示すようにほとんどオーステナイトと炭化
物（ほとんどフエライトを含まない）よりなる顕
微鏡組織を得ることを目的としているので、この
組合せは避けなければならない。顕微鏡組織にフ
エライトが存在すると927℃（1700〓）以下の温
度で脆いシグマ相の形成が促進される。シグマ相
形成の下限温度は特定の合金組成およびその温度
にさらされる時間によつて決定するけれど、649
℃（1200〓）程度の低い温度で脆化が観察され
た。シグマ相の存在はこれら合金の繰返し熱負荷
のもとの寿命および延性に一般に有害である。こ
の理由のため本発明はシグマ形成フエライトをほ
とんど含まない顕微鏡組織を得るように調節した
合金に実施しなければならない。 実際にこの合金は主として押湯および湯道の除
去、外観が重要であり、または許容差が狭い場合
の機械加工および鋳放し部材の要素から第６図に
示すような組立を完成するための溶接を必要とす
るだけの形に鋳造される。組立（第６図の曲りお
よび直線部）を完成するための鋳造要素の溶接例
の場合でも、これらの要素は個々に最終用途の形
を有する。このように使用のために熱処理を行う
必要はない。 不純な溶解原料のため痕跡量のコバルトまたは
モリブデンがヒートにより存在することがありう
るけれど、いかなる場合にも本合金はほとんどこ
れらの元素を含まず、これらの元素のいずれも標
準ACIグレードをごく少量によつて例外なしに変
化する高温引張り強さ、熱間延性およびクリープ
破壊強さの有利な組合せを得るために必要でな
い。同様に本合金はいわゆるスーパーアロイとは
異なる。スーパーアロイの場合多量の添加元素が
種々の目的のため使用され、たとえばそのうちコ
バルトおよびタングステンはときに真空溶解法を
必要とする。本発明の鋳物合金は常圧の条件で溶
解することができる。 それにもかかわらず、本発明の合金の主要な利
点は小さい変化および低価格によつて機械的性質
の意外に大きい変化が熱処理なしでほとんどただ
ちに使用しうる鋳放し状態で得られることにあ
る。すなわち高温引張り強さのかなり大きい余裕
および高温疲労強さを増大する延性を有する鋳物
がクリープ破壊強さの著しい上昇をもつて得られ
る。
ンの有利な量は0.1〜0.6％であり、この有利な量
はACIグレードのほとんどの範囲HH〜HWに適
用される。 しかしさらに本発明により可能な付加的利点は
必ずしもタングステンの最適量にこだわる必要が
ないことである。表１によりタングステンが最大
強度を生ずる量を超えてもチタンとの組合せの場
合、クリープ破壊寿命はなお標準グレードを超え
ることが明らかである。すなわちW1.06％を含む
ヒートＮは破壊寿命（2000〓、2.5Ksi）で最高よ
り約40％の低下を示しているが、標準合金鋳物の
ほぼ３倍（622時間：196時間）の寿命を有する。 強度上最適の量を超えるタングステンは溶解に
使用するスクラツプの種類の巾を広くする理由
で、または炭化に対する抵抗力（タングステンは
この機能に有効）が最高である付加的利点のため
に許容されることを知ることができる。これらの
理由のためタングステンの量は1.2％に制限され
る。約0.6％を超えるタングステンは強度上の効
果が飽和に達する（前述のように最高値より少し
低い）。 広範囲の組成をを示す４つの代表的工業用合金
にタングステンおよびチタンをごく少量添加する
ことによつて多数の有利な性質が達成されること
が明らかになつた。これらの代表的合金による経
験によれば下記の組成範囲（重量％）にわたつて
高温引張り強さ、延性およびクリープ破壊強さに
実用上の効果を期待することができる： 炭素 0.25〜 0.8 クロム 12 〜32 ニツケル 8 〜62 マンガン 3.0 以下 ケイ素 3.5 以下 タングステン 0.1 〜 1.2 チタン 0.1 〜 0.6 残部鉄および通常不可避の不純物（アルミニウ
ム脱酸生成物および不純溶湯に存在しうるモリブ
デンのような）およびリン、イオウのような同伴
元素。 効果は通常高いレベルと考えられるチツ素の存
在および常用の誘導炉溶解の場合の低いレベルの
チツ素量で達成され、すなわちチツ素は悪い影響
をおよぼさない。さらにある程度のチツ素量によ
つて強度が増大し、0.3％までのチツ素は問題な
く許容される。 公知合金に適用可能のすべての標準または有利
な溶解法を使用することができる。タングステン
はフエロタングステン（これは戦略材料でない）
として使用され、チタンは出鋼のときシートの形
で添加することができる。しかし最高のチタン歩
留りを達成するため、脱酸は炉内で、またはチタ
ン添加の前に酸素量を非常に低いレベルへ減少す
るために適当な他の任意の方法で行わなければな
らない。 組成のこの範囲は顕微鏡組織に有害なフエライ
トを多少含む合金が製造される極限の特定の組合
せを含むことが明らかである。本発明の合金は第
５図に示すようにほとんどオーステナイトと炭化
物（ほとんどフエライトを含まない）よりなる顕
微鏡組織を得ることを目的としているので、この
組合せは避けなければならない。顕微鏡組織にフ
エライトが存在すると927℃（1700〓）以下の温
度で脆いシグマ相の形成が促進される。シグマ相
形成の下限温度は特定の合金組成およびその温度
にさらされる時間によつて決定するけれど、649
℃（1200〓）程度の低い温度で脆化が観察され
た。シグマ相の存在はこれら合金の繰返し熱負荷
のもとの寿命および延性に一般に有害である。こ
の理由のため本発明はシグマ形成フエライトをほ
とんど含まない顕微鏡組織を得るように調節した
合金に実施しなければならない。 実際にこの合金は主として押湯および湯道の除
去、外観が重要であり、または許容差が狭い場合
の機械加工および鋳放し部材の要素から第６図に
示すような組立を完成するための溶接を必要とす
るだけの形に鋳造される。組立（第６図の曲りお
よび直線部）を完成するための鋳造要素の溶接例
の場合でも、これらの要素は個々に最終用途の形
を有する。このように使用のために熱処理を行う
必要はない。 不純な溶解原料のため痕跡量のコバルトまたは
モリブデンがヒートにより存在することがありう
るけれど、いかなる場合にも本合金はほとんどこ
れらの元素を含まず、これらの元素のいずれも標
準ACIグレードをごく少量によつて例外なしに変
化する高温引張り強さ、熱間延性およびクリープ
破壊強さの有利な組合せを得るために必要でな
い。同様に本合金はいわゆるスーパーアロイとは
異なる。スーパーアロイの場合多量の添加元素が
種々の目的のため使用され、たとえばそのうちコ
バルトおよびタングステンはときに真空溶解法を
必要とする。本発明の鋳物合金は常圧の条件で溶
解することができる。 それにもかかわらず、本発明の合金の主要な利
点は小さい変化および低価格によつて機械的性質
の意外に大きい変化が熱処理なしでほとんどただ
ちに使用しうる鋳放し状態で得られることにあ
る。すなわち高温引張り強さのかなり大きい余裕
および高温疲労強さを増大する延性を有する鋳物
がクリープ破壊強さの著しい上昇をもつて得られ
る。
第１図〜第４図は本発明による鋳物合金のクリ
ープ破壊強さを示す図、第５図はHPグレード合
金の代表的組織を示す顕微鏡写真（500倍）、第６
図は組立てた耐熱合金鋳物の外観図である。
ープ破壊強さを示す図、第５図はHPグレード合
金の代表的組織を示す顕微鏡写真（500倍）、第６
図は組立てた耐熱合金鋳物の外観図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 下記の組成（重量％）： 炭 素 0.25〜 0.8 ニツケル 8 〜62 クロム 12 〜32 タングステン 0.1 〜 1.2 チタン 0.1 〜 0.6 ケイ素 3.5 以下 マンガン 3.0 以下 残 部 鉄および普通の同伴元素、脱酸生成物
および鋳造作業に伴う不純物 よりなる鋳放しで使用しうる耐熱合金鋳物であつ
て； 顕微鏡組織がフエライトをほとんど含まないオ
ーステナイトであるように炭素、クロムおよびニ
ツケルが調節されており、チタンとタングステン
の合計量がチタンおよびタングステンを含まない
標準ACI合金のクリープ破壊強さの値を超えるク
リープ破壊強さをもたらし、その程度は添付図面
第１〜４図に示された斜線区域の上限から直角方
向に少なくとも５％超えていることを特徴とす
る、すぐれたクリープ破壊強さと延性を有する耐
熱合金鋳物。 ２ タングステン量が0.1〜0.6％の範囲である特
許請求の範囲第１項記載の耐熱合金鋳物。 ３ クロム量が24〜28％、ニツケル量が11〜14％
である特許請求の範囲第１項記載の耐熱合金鋳
物。 ４ クロム量が24〜28％、ニツケル量が18〜22％
である特許請求の範囲第１項記載の耐熱合金鋳
物。 ５ クロム量が19〜23％、ニツケル量が23〜27％
である特許請求の範囲第１項記載の耐熱合金鋳
物。 ６ クロム量が20〜24％、ニツケル量が34〜38％
である特許請求の範囲第１項記載の耐熱合金鋳
物。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US79384877A | 1977-05-04 | 1977-05-04 | |
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Family
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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Country Status (3)
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|---|---|
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| US4077801A (en) | 1978-03-07 |
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