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
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- 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
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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) |
Cited By (7)
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|---|---|---|---|---|
| JPH05179379A (ja) * | 1992-01-08 | 1993-07-20 | Mitsubishi Materials Corp | Ｎｉ基合金圧延板製高温シール材 |
| JPH10140272A (ja) * | 1996-10-31 | 1998-05-26 | Inco Alloys Internatl Inc | 可撓性ニッケル基合金及びそれから製造した部品 |
| JP2005211303A (ja) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | Olympus Corp | 内視鏡 |
| JP2014095101A (ja) * | 2012-11-07 | 2014-05-22 | Hitachi Ltd | Ｎｉ基鋳造合金及びそれを用いた蒸気タービン鋳造部材 |
| 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 |
Families Citing this family (42)
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|---|---|---|---|---|
| US4889696A (en) * | 1986-08-21 | 1989-12-26 | Haynes International, Inc. | Chemical reactor for nitric acid |
| US4814023A (en) * | 1987-05-21 | 1989-03-21 | General Electric Company | High strength superalloy for high temperature applications |
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