JPS6350440A - 耐熱疲労性に優れたニッケル―クロム合金 - Google Patents
耐熱疲労性に優れたニッケル―クロム合金Info
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- JPS6350440A JPS6350440A JP62201994A JP20199487A JPS6350440A JP S6350440 A JPS6350440 A JP S6350440A JP 62201994 A JP62201994 A JP 62201994A JP 20199487 A JP20199487 A JP 20199487A JP S6350440 A JPS6350440 A JP S6350440A
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Classifications
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
- F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
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- F28F21/087—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from nickel or nickel alloys
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明は、ニッケル−クロム合金に関し、より詳細には
ベローズ、回収熱交換器などの高温応用に好適にさせる
高められた低サイクルおよび熱疲労性のニッケル−クロ
ム合金に関する。
ベローズ、回収熱交換器などの高温応用に好適にさせる
高められた低サイクルおよび熱疲労性のニッケル−クロ
ム合金に関する。
発明の背景
高温条件下で使用するのに所望の性質の組み合わせを示
す合金を必要とする多種多様な応用がある。そして、各
種の化学組成のニッケル−クロム合金は、このような要
件を満たすように常用されている。これに関連して、材
料が反復応力に付される多数の工業的および/または商
業的応用がある。このことは、低サイクルおよび熱疲労
の性質に注意を集中させる。低サイクル疲労(LCF
)は、加えられた機械的応力の反復の効果によって生ず
る疲労モードとみなすことができる。熱疲労は、加えら
れた反復応力が材料中の温度変化時の示差膨張または収
縮の結果として熱的に誘導される形態の低サイクル疲労
とみなすことができる。
す合金を必要とする多種多様な応用がある。そして、各
種の化学組成のニッケル−クロム合金は、このような要
件を満たすように常用されている。これに関連して、材
料が反復応力に付される多数の工業的および/または商
業的応用がある。このことは、低サイクルおよび熱疲労
の性質に注意を集中させる。低サイクル疲労(LCF
)は、加えられた機械的応力の反復の効果によって生ず
る疲労モードとみなすことができる。熱疲労は、加えら
れた反復応力が材料中の温度変化時の示差膨張または収
縮の結果として熱的に誘導される形態の低サイクル疲労
とみなすことができる。
ベローズおよび回収熱交換器は、LCFが重要な役割を
果たす例として紀裁することができる。
果たす例として紀裁することができる。
高温ベローズは、循環または示差温度が存在できる異な
る装置、容器または室間に加熱プロセスガスを通過させ
るために使用されている。ベローズは、しばしば、熱収
縮および/または膨張を誘導する振動および循環温度の
条件下で容易な曲げを可能にするために波形構造を有す
る。ベローズ用の最適の性能を捜すことは、低サイクル
および熱疲労を最大限にするとともに延性および微細構
造安定性を最大限にすることを必要とする。実際上、こ
のよううな特性を粒度制御(焼鈍処理)および延性の最
大化によって改良しようとするアプローチがあった。し
かし、このようなアプローチは、より低い疲労強さを生
じさせることがある。
る装置、容器または室間に加熱プロセスガスを通過させ
るために使用されている。ベローズは、しばしば、熱収
縮および/または膨張を誘導する振動および循環温度の
条件下で容易な曲げを可能にするために波形構造を有す
る。ベローズ用の最適の性能を捜すことは、低サイクル
および熱疲労を最大限にするとともに延性および微細構
造安定性を最大限にすることを必要とする。実際上、こ
のよううな特性を粒度制御(焼鈍処理)および延性の最
大化によって改良しようとするアプローチがあった。し
かし、このようなアプローチは、より低い疲労強さを生
じさせることがある。
回収熱交換器に関しては、それらは、発電機および工業
的加熱炉の熱効率を改良しようとする廃熱回収装置であ
る。より詳細には、回収熱交換器は、2種の流体が熱を
流すバリヤーによって分離されている直接型の熱交換器
である。中でも、ニッケル−クロム合金は、廃熱温度が
約1660下(約870℃)を超えないと仮定して高い
熱伝導率のため、好ましい普通の建築材料である。この
応用に使用される合金の1つは、米国特許第3゜160
.500号明細書に記載され、かつ商業上アロイ(Al
loy ) 625として属的に既知のNt−Cr−M
o−Cb−F e合金である。
的加熱炉の熱効率を改良しようとする廃熱回収装置であ
る。より詳細には、回収熱交換器は、2種の流体が熱を
流すバリヤーによって分離されている直接型の熱交換器
である。中でも、ニッケル−クロム合金は、廃熱温度が
約1660下(約870℃)を超えないと仮定して高い
熱伝導率のため、好ましい普通の建築材料である。この
応用に使用される合金の1つは、米国特許第3゜160
.500号明細書に記載され、かつ商業上アロイ(Al
loy ) 625として属的に既知のNt−Cr−M
o−Cb−F e合金である。
回収熱交換器の破損の原因のうちには、低サイクルおよ
び熱疲労があり、クリープ、高温ガス腐食、および熱膨
張差による過度の応力が他のものである。以前設計され
た回収熱交換器に関しての早期破損の1原因は、過度の
応力が熱膨張の許容度を必要とするという認識の欠如に
起因していた。
び熱疲労があり、クリープ、高温ガス腐食、および熱膨
張差による過度の応力が他のものである。以前設計され
た回収熱交換器に関しての早期破損の1原因は、過度の
応力が熱膨張の許容度を必要とするという認識の欠如に
起因していた。
より最近、破損は、熱疲労(そしてまたガス腐食)に対
する不適当な抵抗性を包含していた。実際のところ、合
金中の熱勾配を排除することは、事実上不可能である。
する不適当な抵抗性を包含していた。実際のところ、合
金中の熱勾配を排除することは、事実上不可能である。
高い熱伝導率は、熱疲労を最小限にするであろうが、存
在する熱勾配を排除しないであろう。熱疲労抵抗性も、
改良された応力破断強さおよび微細構造安定性を達成す
ることによって高めることができることが付言できる。
在する熱勾配を排除しないであろう。熱疲労抵抗性も、
改良された応力破断強さおよび微細構造安定性を達成す
ることによって高めることができることが付言できる。
いかなる場合にも、下記で実証するように、ニッケル−
クロム合金、例えば、米国特許第3.160,500号
明細書に記載のものは、ベローズおよび回収熱交換器型
の応用において早期疲労破損を受ける傾向を示す。
クロム合金、例えば、米国特許第3.160,500号
明細書に記載のものは、ベローズおよび回収熱交換器型
の応用において早期疲労破損を受ける傾向を示す。
発明の概要
炭素、窒素およびケイ素含量は炭素%+窒素%+ケイ素
1/10%が約0.04%を超えず、好ましくは約0.
035%以下であるように制御され、かつ相関されるな
らば、ここに記載の合金の低サイクルおよび熱疲労寿命
は、顕著に改良できることが今発見された。更に、合金
を真空誘導溶融によって加工した後、エレクトロスラグ
精製するならば、低サイクルおよび熱疲労は、更に高め
られる。
1/10%が約0.04%を超えず、好ましくは約0.
035%以下であるように制御され、かつ相関されるな
らば、ここに記載の合金の低サイクルおよび熱疲労寿命
は、顕著に改良できることが今発見された。更に、合金
を真空誘導溶融によって加工した後、エレクトロスラグ
精製するならば、低サイクルおよび熱疲労は、更に高め
られる。
発明の態様
本発明によれば、ここで意図される好ましい合金は、モ
リブデン約6〜12%、クロム19〜27%、ニオブ3
〜5%、タングステン8%まで、アルミニウム0. 6
%まで、チタン0.6%まで、炭素0.001〜約0.
03%、窒素0.001〜0.035%、ケイ素0.0
01〜0.3%まで(炭素、窒素およびケイ素は炭素%
+窒素%+ケイ素1/10%が約0.035%未満であ
るように相関され、それによって低サイクルおよび熱疲
労性は高められる)、鉄5%まで、および残部本質上ニ
ッケルを含有する。合金の強さは、主としてマトリック
ス剛化によって得られ、このように、析出硬化処理は必
要とされない。しかしながら、より高い応カー破断強さ
が所定の応用に必要とされるならば、ニオブ(コロンビ
ウム)は、時効時にNtBNb型(γ二重プライム)の
沈殿を生成するであろう。これに関連して、アルミニウ
ムおよびチタンの%も、例えば、合計5%に増大できる
。通常の時効処理が、使用できる〔例えば、1350〜
1550丁(732〜843℃)〕。
リブデン約6〜12%、クロム19〜27%、ニオブ3
〜5%、タングステン8%まで、アルミニウム0. 6
%まで、チタン0.6%まで、炭素0.001〜約0.
03%、窒素0.001〜0.035%、ケイ素0.0
01〜0.3%まで(炭素、窒素およびケイ素は炭素%
+窒素%+ケイ素1/10%が約0.035%未満であ
るように相関され、それによって低サイクルおよび熱疲
労性は高められる)、鉄5%まで、および残部本質上ニ
ッケルを含有する。合金の強さは、主としてマトリック
ス剛化によって得られ、このように、析出硬化処理は必
要とされない。しかしながら、より高い応カー破断強さ
が所定の応用に必要とされるならば、ニオブ(コロンビ
ウム)は、時効時にNtBNb型(γ二重プライム)の
沈殿を生成するであろう。これに関連して、アルミニウ
ムおよびチタンの%も、例えば、合計5%に増大できる
。通常の時効処理が、使用できる〔例えば、1350〜
1550丁(732〜843℃)〕。
前記のことに加えて、真空誘導溶融(VIM )は、特
にその後にエレクトロスラグ再溶融(ESR)によって
精製した時に改良された疲労性に寄与することが見出さ
れた。この加工順序は、前記炭素/窒素/ケイ素制御と
組み合わせた時に最適の疲労挙動を与えるより清浄な微
細構造をもたらす。延性も、この加工ルートによって改
良される。
にその後にエレクトロスラグ再溶融(ESR)によって
精製した時に改良された疲労性に寄与することが見出さ
れた。この加工順序は、前記炭素/窒素/ケイ素制御と
組み合わせた時に最適の疲労挙動を与えるより清浄な微
細構造をもたらす。延性も、この加工ルートによって改
良される。
本発明を実施する際に、炭素と窒素とケイ素との間の適
当な相関を保証するために注意を払わなければならない
。これらの成分は、合金の反応性元素と化合して炭化物
、炭窒化物、ケイ化物などの不溶性沈殿を生成する。こ
れらは、低サイクルおよび熱疲労の開始を促進すると信
じられる。従って、炭素%+窒素%+ケイ素1/10%
の和は、0.03%を超えないことが最も好ましい。
当な相関を保証するために注意を払わなければならない
。これらの成分は、合金の反応性元素と化合して炭化物
、炭窒化物、ケイ化物などの不溶性沈殿を生成する。こ
れらは、低サイクルおよび熱疲労の開始を促進すると信
じられる。従って、炭素%+窒素%+ケイ素1/10%
の和は、0.03%を超えないことが最も好ましい。
他の成分に関しては、クロムは、20〜24%であるこ
とができ、クロムが多ければ多いほど、腐食攻撃および
酸化攻撃に対して抵抗する合金の能力が大きい。モリブ
デンおよびニオブは、マトリックス剛化によって高温で
の応カー破断強さを含めて強度を与えるのに役立ち、か
つまたクロムと一緒に耐食性を付与する。しかしながら
、有害容量のσなどの有害相の形成を最小限にすること
が必要である場合には、クロム+モリブデンは、約35
%を超えるべきではない。モリブデンおよびニオブは、
それぞれ5%および2%に下方に拡張できる。
とができ、クロムが多ければ多いほど、腐食攻撃および
酸化攻撃に対して抵抗する合金の能力が大きい。モリブ
デンおよびニオブは、マトリックス剛化によって高温で
の応カー破断強さを含めて強度を与えるのに役立ち、か
つまたクロムと一緒に耐食性を付与する。しかしながら
、有害容量のσなどの有害相の形成を最小限にすること
が必要である場合には、クロム+モリブデンは、約35
%を超えるべきではない。モリブデンおよびニオブは、
それぞれ5%および2%に下方に拡張できる。
より一般的に言えば、ニッケル30〜75%、鉄50%
まで、クロム12〜30%、モリブデン10%まで、タ
ングステン8%まで、コバルト15%まで、ニオブ+タ
ンタル5%までおよび微量のアルミニウム、チタン、銅
、マンガンを含有する合金は、回収熱交換器操作環境で
予想される程度には高温ガス腐食に対して適当な抵抗性
を与えるであろう。勿論、炭素/窒素/ケイ素は、前記
のように制御しなければならない。しかしながら、この
態様に関してさえ、ニッケル含量は50%〜70%であ
り、鉄は1.5〜20%であり、クロムは15〜25%
であり、特にモリブデンおよびニオブの少なくとも1つ
は、それぞれ5〜12%および2〜5%であることが好
ましい。
まで、クロム12〜30%、モリブデン10%まで、タ
ングステン8%まで、コバルト15%まで、ニオブ+タ
ンタル5%までおよび微量のアルミニウム、チタン、銅
、マンガンを含有する合金は、回収熱交換器操作環境で
予想される程度には高温ガス腐食に対して適当な抵抗性
を与えるであろう。勿論、炭素/窒素/ケイ素は、前記
のように制御しなければならない。しかしながら、この
態様に関してさえ、ニッケル含量は50%〜70%であ
り、鉄は1.5〜20%であり、クロムは15〜25%
であり、特にモリブデンおよびニオブの少なくとも1つ
は、それぞれ5〜12%および2〜5%であることが好
ましい。
前記合金組成物は、優秀な疲労性に加えて、耐食性、高
強度、および熱伝導率および低膨張率(これらは温度勾
配による熱応力を最小限にする)を有するであろう。
強度、および熱伝導率および低膨張率(これらは温度勾
配による熱応力を最小限にする)を有するであろう。
当業者に本発明のより良い理解を与えるために、下記の
情報およびデータを与える。
情報およびデータを与える。
例I
前記化学組成を有する合金(合金A)を真空誘導溶融し
てインゴットとし、次いでインゴットをエレクトロスラ
グ再溶融炉(BS!?)中で電解精製した:8.5%M
o、21.9%Cr、3.4%Cb、4.5%Fe、0
.2%AI、0.2%Ti、0.05%Mn、0.01
4%C10,006%N、0.06%S11残部ニッケ
ルおよび不純物。炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の
和は0.0%であることが認められるであろう。
てインゴットとし、次いでインゴットをエレクトロスラ
グ再溶融炉(BS!?)中で電解精製した:8.5%M
o、21.9%Cr、3.4%Cb、4.5%Fe、0
.2%AI、0.2%Ti、0.05%Mn、0.01
4%C10,006%N、0.06%S11残部ニッケ
ルおよび不純物。炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の
和は0.0%であることが認められるであろう。
ESRインゴットを最初に熱間圧延して4インチ(約1
02m+a)厚のスラブとし、このスラブをコイル熱間
圧延して厚さ0.3インチ(約7.61)とし、次いで
冷間圧延して0.014インチ(0,36+am)厚の
シートとした。中間焼鈍を冷間圧延時に利用した。次い
で、0.014インチ(0,36龍)厚の材料を190
0°F (1038℃)で約%秒間焼鈍し、約43%冷
間圧延して厚さ0.006インチ(0,2mm)とし、
次イテ最終焼鈍を1950丁(1066℃)で約30秒
間施した。得られたシート製品を縦方向および横方向の
両方において引張試験し、サイクル疲労破損並びに微細
構造安定性について試験した。結果を表11■および■
に報告する。疲労寿命を測定する際に、MTS(モデル
880)低サイクル疲労機械を使用した。それは、5,
000サイクル/時で作動する張力−張力装置であり、
最小張力は最大セット応力の10%である。
02m+a)厚のスラブとし、このスラブをコイル熱間
圧延して厚さ0.3インチ(約7.61)とし、次いで
冷間圧延して0.014インチ(0,36+am)厚の
シートとした。中間焼鈍を冷間圧延時に利用した。次い
で、0.014インチ(0,36龍)厚の材料を190
0°F (1038℃)で約%秒間焼鈍し、約43%冷
間圧延して厚さ0.006インチ(0,2mm)とし、
次イテ最終焼鈍を1950丁(1066℃)で約30秒
間施した。得られたシート製品を縦方向および横方向の
両方において引張試験し、サイクル疲労破損並びに微細
構造安定性について試験した。結果を表11■および■
に報告する。疲労寿命を測定する際に、MTS(モデル
880)低サイクル疲労機械を使用した。それは、5,
000サイクル/時で作動する張力−張力装置であり、
最小張力は最大セット応力の10%である。
表1
縦方向73.5 507 137.8 948.3
44.5横方向76.4 527 135.1
931.0 50.OY、 S、 −降伏強さ U、 T、 S、 −極限引張強さ 表■ かけられた応力 破損までのサイクル★KSI’
MPa 100 B2O431,000★★110 75
g 300,000★★120 g2
7 8,300★1000°F (538
℃)で測定された疲労性★★なお試験中 焼鈍合金Aの粒度は、A S T M 9であった。焼
鈍条件は、ベローズおよび回収熱交換器で使用するのに
最適の材料を与えると思われる。
44.5横方向76.4 527 135.1
931.0 50.OY、 S、 −降伏強さ U、 T、 S、 −極限引張強さ 表■ かけられた応力 破損までのサイクル★KSI’
MPa 100 B2O431,000★★110 75
g 300,000★★120 g2
7 8,300★1000°F (538
℃)で測定された疲労性★★なお試験中 焼鈍合金Aの粒度は、A S T M 9であった。焼
鈍条件は、ベローズおよび回収熱交換器で使用するのに
最適の材料を与えると思われる。
表■
0.2%Y、S、 U、T、S、 伸び合
金条件 KSI MPa KSI M
Pa %焼鈍したまま 7B、4 527 13
5.1 931 50.0焼鈍したまま +1000丁 (538℃) 76.0 524 133.5 9
20 48.0で310時間 引張データおよび安定性データは、米国特許第3.16
0,500号明細書の合金の対応の性質にひげを取らな
い。重要性を有するものは、低サイクル疲労データであ
る。かけられた応力100.000psiを標準として
使用すると、合金Aは、破損なしに171,000サイ
クルであったことが観察されるであろう。試験は、なお
続いている。このことは、下記の例■との比較するなら
ばより著しくなる。
金条件 KSI MPa KSI M
Pa %焼鈍したまま 7B、4 527 13
5.1 931 50.0焼鈍したまま +1000丁 (538℃) 76.0 524 133.5 9
20 48.0で310時間 引張データおよび安定性データは、米国特許第3.16
0,500号明細書の合金の対応の性質にひげを取らな
い。重要性を有するものは、低サイクル疲労データであ
る。かけられた応力100.000psiを標準として
使用すると、合金Aは、破損なしに171,000サイ
クルであったことが観察されるであろう。試験は、なお
続いている。このことは、下記の例■との比較するなら
ばより著しくなる。
例■
空気溶融し、アルゴン酸素脱炭精製した後、エレクトロ
スラグ再溶融して、8.5%M o 。
スラグ再溶融して、8.5%M o 。
21、6%Crs 3. 686Cbs 3. 9
%Fe。
%Fe。
0、2%A1.0.2%Ti、0.2%M n 。
0、03%C,0,029%N、0. 29%St。
残部ニッケルおよび不純物を含有する合金(合金B)を
調製した。最終焼鈍を2050°F(約1121℃)で
15〜30秒間行った以外は、米国特許第3,160,
500号明細書に記載の合金に対応する材料を例Iと同
様に加工した。得られたデータを表■、■および■に与
える。
調製した。最終焼鈍を2050°F(約1121℃)で
15〜30秒間行った以外は、米国特許第3,160,
500号明細書に記載の合金に対応する材料を例Iと同
様に加工した。得られたデータを表■、■および■に与
える。
表■
縦方向 51.9 358 124.0 855
54.0横方向 50.7 350 Li2.
2 815 57.0表V かけられた応力 破損までのサイクルKSI
MPa 90 621 8.900too
690 700表■ 0.2%Y、S、 U、T、S、 伸び合金条件
KSI MPa KSI MPa
%焼鈍したまま 50.7350 118.28
1557.0焼鈍したまま+10 60.7419 1
13 78131.500°F (538℃) で300時間 例Iと例■との間の著しい差は、低サイクル疲労性であ
る。合金Bの炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の和は
、0.088であった。空気溶融それ自体は、窒素を実
験サイズのヒート(heats )においてさえ、特に
商業サイズのヒートにおいて溶融物に導入することが付
言できる。かけられた応力100,000psiを標準
として使用すると、合金AのLCFは、合金Bの200
倍よりもかなり大きかったことがわかる。この顕著な差
/改良は、より長い寿命のベローズおよび回収熱交換器
を提供する。
54.0横方向 50.7 350 Li2.
2 815 57.0表V かけられた応力 破損までのサイクルKSI
MPa 90 621 8.900too
690 700表■ 0.2%Y、S、 U、T、S、 伸び合金条件
KSI MPa KSI MPa
%焼鈍したまま 50.7350 118.28
1557.0焼鈍したまま+10 60.7419 1
13 78131.500°F (538℃) で300時間 例Iと例■との間の著しい差は、低サイクル疲労性であ
る。合金Bの炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の和は
、0.088であった。空気溶融それ自体は、窒素を実
験サイズのヒート(heats )においてさえ、特に
商業サイズのヒートにおいて溶融物に導入することが付
言できる。かけられた応力100,000psiを標準
として使用すると、合金AのLCFは、合金Bの200
倍よりもかなり大きかったことがわかる。この顕著な差
/改良は、より長い寿命のベローズおよび回収熱交換器
を提供する。
例■
炭素%+窒素%+ケイ素1/10%が0.04%未満で
あるように炭素、窒素およびケイ素の量を制御する重要
性を更に実証するために、合金01米国特許第3,16
0,500号明細書によって包含され、かつ8.2%M
o、22.5%Cr。
あるように炭素、窒素およびケイ素の量を制御する重要
性を更に実証するために、合金01米国特許第3,16
0,500号明細書によって包含され、かつ8.2%M
o、22.5%Cr。
3.3%Cb、3.7%Fe50.3%AI。
0.2%Ti、0.09%Mn、0.028%C10,
01%N s 0 、 149o S t s残部ニッ
ケルおよび不純物を含有する合金について言及する。真
空誘導溶融した後、エレクトロスラグ再溶融して、この
組成物を調製し、次いで材料を巻いた以外は例Iと同様
に加工した。引張性を表■に与える。
01%N s 0 、 149o S t s残部ニッ
ケルおよび不純物を含有する合金について言及する。真
空誘導溶融した後、エレクトロスラグ再溶融して、この
組成物を調製し、次いで材料を巻いた以外は例Iと同様
に加工した。引張性を表■に与える。
コイル中の「出発」および「終結」位置の値を記載する
。
。
表■
縦方向
出発 73.8 509 139.8 %4
47.0終結 73.1 504 13g
、2 953 47.0横方向 出発 74.9 51G 137.1 9
45 48.0終結 73.7 508 1
35.0 931 49.5表■ かけられた応力 破損までのサイクルKSI
MPa 100 690 10.700110
758 6.900120 877
800 ’制御された炭素、窒素お
よびケイ素の合金Aは、低サイクル疲労の点で炭素%+
窒素%+ケイ素1/10%の値0.052(これに対し
て合金Aの場合には0.0%)を有する合金Cよりも全
く優れていることが明らかである。しかしながら、V
I M+ E S R加工合金cハ、空気溶融+AOD
+ESR加工合金B以上の改良を提供した。
47.0終結 73.1 504 13g
、2 953 47.0横方向 出発 74.9 51G 137.1 9
45 48.0終結 73.7 508 1
35.0 931 49.5表■ かけられた応力 破損までのサイクルKSI
MPa 100 690 10.700110
758 6.900120 877
800 ’制御された炭素、窒素お
よびケイ素の合金Aは、低サイクル疲労の点で炭素%+
窒素%+ケイ素1/10%の値0.052(これに対し
て合金Aの場合には0.0%)を有する合金Cよりも全
く優れていることが明らかである。しかしながら、V
I M+ E S R加工合金cハ、空気溶融+AOD
+ESR加工合金B以上の改良を提供した。
前記議論は、ベローズおよび回収熱交換器に集中した。
しかしながら、本発明は、改良された疲労性のニッケル
−クロム含有合金を必要とする他の応用、例えば、高温
バネ、弁、逆スラスト装置組立、燃料ノズル、アフター
バーナ一部品、噴霧棒、高温ダクト系統などに応用でき
ると考えられる。
−クロム含有合金を必要とする他の応用、例えば、高温
バネ、弁、逆スラスト装置組立、燃料ノズル、アフター
バーナ一部品、噴霧棒、高温ダクト系統などに応用でき
ると考えられる。
本発明を好ましい態様と共に説明したが、当業者が容易
に理解するであろうように、本発明の精神および範囲か
ら逸脱せずに修正および変形を施すことができることが
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。
に理解するであろうように、本発明の精神および範囲か
ら逸脱せずに修正および変形を施すことができることが
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 (1)
- 【特許請求の範囲】 1、(1)高められた疲労性並びに(2)引張性および
(3)構造的安定性によって特徴づけられるニッケル−
クロム合金であって、モリブデン6〜12%、クロム1
9〜27%、ニオブ2〜5%、タングステン8%まで、
アルミニウム0.6%まで、チタン0.6%まで、0.
03%までの量で存在する炭素、窒素0.03%まで、
ケイ素0.35%まで(炭素、窒素およびケイ素は炭素
%+窒素%+ケイ素1/10%の和が約0.035%未
満であるように相関される)、鉄5%まで、および残部
本質上ニッケルを含有することを特徴とするニッケル−
クロム合金。 2、シート形態である、特許請求の範囲第1項に記載の
合金。 3、真空誘導溶融を使用して製造されてなる、特許請求
の範囲第1項に記載の合金。 4、エレクトロスラグ再溶融を使用して製造されてなる
、特許請求の範囲第3項に記載の合金。 5、ニオブ2.5%〜5%を含有し、炭素%+窒素%+
ケイ素1/10%が約0.03%を超えない、特許請求
の範囲第1項に記載の合金。 6、新製品として、(1)高められた疲労性並びに(2
)引張性および(3)構造的安定性によって特徴づけら
れるニッケル−クロム合金であって、モリブデン6〜1
2%、クロム19〜27%、ニオブ2〜5%、タングス
テン8%まで、アルミニウム0.6%まで、チタン0.
6%まで、0.03%までの量で存在する炭素、窒素0
.03%まで、ケイ素0.35%まで(炭素、窒素およ
びケイ素は炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の和が約
0.035%未満であるように相関される)、鉄5%ま
で、および残部本質上ニッケルを含有するニッケル−ク
ロム合金から作られたベローズ。 7、新製品として、(1)高められた疲労性並びに(2
)引張性および(3)構造的安定性によって特徴づけら
れるニッケル−クロム合金であって、モリブデン6〜1
2%、クロム19〜27%、ニオブ2〜5%、タングス
テン8%まで、アルミニウム0.6%まで、チタン0.
6%まで、0.03%までの量で存在する炭素、窒素0
.03%まで、ケイ素0.35%まで(炭素、窒素およ
びケイ素は炭素%+窒素%+ケイ素1/10%の和が約
0.035%未満であるように相関される)、鉄5%ま
で、および残部本質上ニッケルを含有するニッケル−ク
ロム合金から作られた回収熱交換器。 8、良好な引張性および構造的安定性と一緒に高められ
た疲労性によって特徴づけられるニッケル−クロム合金
であって、ニッケル30〜75%、鉄50%まで、クロ
ム12〜30%、モリブデン10%まで、タングステン
8%まで、コバルト15%まで、ニオブおよび/または
タンタル5%まで、チタン+アルミニウム5%まで、お
よび炭素%+窒素%+ケイ素1/10%が約0.04未
満であるような相関百分率の炭素、窒素およびケイ素を
含有し、それによって低サイクルおよび熱疲労強さを改
良することを特徴とするニッケル−クロム合金。 9、ニッケル50〜70%、クロム15〜 25%、鉄1.5〜20%、5〜12%の量のモリブデ
ンおよび2〜5%の量のニオブの少なくとも1種、チタ
ンおよびアルミニウムの各々約0.6%までを含有し、
炭素%+窒素%+ケイ素1/10%が0.035以下で
ある特許請求の範囲第8項に記載の合金。 10、新製品として、良好な引張性および構造的安定性
と一緒に高められた疲労性によって特徴づけられるニッ
ケル−クロム合金であって、ニッケル30〜75%、鉄
50%まで、クロム12〜30%、モリブデン10%ま
で、タングステン8%まで、コバルト15%まで、ニオ
ブおよび/またはタンタル5%まで、チタン+アルミニ
ウム5%まで、および炭素%+窒素%+ケイ素1/10
%が約0.04未満であるような相関百分率の炭素、窒
素およびケイ素を含有し、それによって低サイクルおよ
び熱疲労強さを改良するニッケル−クロム合金から形成
されたベローズ。 11、新製品として、良好な引張性および構造的安定性
と一緒に高められた疲労性によって特徴づけられるニッ
ケル−クロム合金であって、ニッケル30〜75%、鉄
50%まで、クロム12〜30%、モリブデン10%ま
で、タングステン8%まで、コバルト15%まで、ニオ
ブおよび/またはタンタル5%まで、チタン+アルミニ
ウム5%まで、および炭素%+窒素%+ケイ素1/10
%が約0.04未満であるような相関百分率の炭素、窒
素およびケイ素を含有し、それによって低サイクルおよ
び熱疲労強さを改良するニッケル−クロム合金から作ら
れた回収熱交換器。 12、炭素%+窒素%+ケイ素1/10%が0.04以
下であるようにニッケル−クロム合金中の炭素、窒素お
よびケイ素の全百分率を制御し相関させることを特徴と
するニッケル−クロム合金の低サイクルおよび熱疲労強
さの改良法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US897746 | 1986-08-18 | ||
US06/897,746 US4765956A (en) | 1986-08-18 | 1986-08-18 | Nickel-chromium alloy of improved fatigue strength |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6350440A true JPS6350440A (ja) | 1988-03-03 |
JP2575399B2 JP2575399B2 (ja) | 1997-01-22 |
Family
ID=25408354
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62201994A Expired - Fee Related JP2575399B2 (ja) | 1986-08-18 | 1987-08-14 | 耐熱疲労性に優れたニッケルークロム合金 |
Country Status (10)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4765956A (ja) |
EP (1) | EP0259660B1 (ja) |
JP (1) | JP2575399B2 (ja) |
KR (1) | KR910001358B1 (ja) |
AT (1) | ATE65263T1 (ja) |
AU (1) | AU589027B2 (ja) |
BR (1) | BR8704224A (ja) |
CA (1) | CA1323777C (ja) |
DE (1) | DE3771422D1 (ja) |
IN (1) | IN169872B (ja) |
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JP2019052349A (ja) * | 2017-09-14 | 2019-04-04 | 日本冶金工業株式会社 | ニッケル基合金 |
JP2020117813A (ja) * | 2017-09-14 | 2020-08-06 | 日本冶金工業株式会社 | ニッケル基合金 |
JP6839316B1 (ja) * | 2020-04-03 | 2021-03-03 | 日本冶金工業株式会社 | Ni−Cr−Mo−Nb系合金 |
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FR2653451B1 (fr) * | 1989-10-20 | 1993-08-13 | Tecphy | Procede d'amelioration de la resistance a la corrosion d'un alliage a base de nickel et alliage ainsi realise. |
JP2634103B2 (ja) * | 1991-07-12 | 1997-07-23 | 大同メタル工業 株式会社 | 高温用軸受合金およびその製造方法 |
DE4229599C1 (ja) * | 1992-09-04 | 1993-08-19 | Mtu Muenchen Gmbh | |
US5660938A (en) * | 1993-08-19 | 1997-08-26 | Hitachi Metals, Ltd., | Fe-Ni-Cr-base superalloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
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