(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、鉄２５％〜３２％、クロム１８〜２５％、アルミニウム３．０〜４．５％、チタン０．２〜０．６％、シリコン０．２〜０．４％、マンガン０．２〜０．５％、コバルト最大２．０％、モリブデン最大０．５％、タングステン最大０．５％、マグネシウム最大０．０１％、炭素最大０．２５％、ジルコニウム最大０．０２５％、イットリウム最大０．０１％、セリウム最大０．０１％、ランタン最大０．０１％を含み、残部がニッケルおよび不純物であり、
「Ａｌ＋Ｔｉ」量が３．４〜４．２％であり、クロムとアルミニウムの含有量比Ｃｒ／Ａｌが４．５〜８である溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項２】
質量％で、鉄２６．８％〜３１．８％、クロム１８．９％〜２４．３％、アルミニウム３．１％〜３．９％、チタン０．３％〜０．４％、シリコン０．２５〜０．３５％、マンガン最大０．４％、それぞれ最大０．００５％のイットリウム、セリウムおよびランタン、炭素最大０．０６％、硼素０．００４％未満、ジルコニウム０．０１％未満を含み、残部がニッケルおよび不純物である請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項３】
「Ａｌ＋Ｔｉ」量が３．８％〜４．２％である請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項４】
「Ａｌ＋Ｔｉ」量が３．９％〜４．１％である請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項５】
Ｃｒ／Ａｌ比が５．０〜７．０である請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項６】
Ｃｒ／Ａｌ比が５．２〜７．０である請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【請求項７】
０．１５％を超えない量で不純物としてニオブが存在する請求項１に記載された溶接可能な高温耐酸化性合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はクロム、アルミニウムおよび鉄を含む耐食性ニッケル基合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
特に腐食環境において耐食性を付与するために選ばれたクロムおよび他の元素を含む多数の耐食性ニッケル基合金がある。それらの合金は、引張り強度や延性などの望まれる機械的性質を付与するために選ばれた元素をも含む。それらの合金の多くは幾つかの環境において良好に機能するが、他の腐食環境においては十分でない。非常に優れた耐食性を有する幾つかの合金は、成形や溶接を行うことが困難である。したがって、この分野では、耐食性と、長期間の使用寿命を有する容器、配管および他の構成部材に容易に成形できるようにする加工性とを併せ持った合金の開発が絶えず進められている。
【０００３】
英国特許第１５１２９８４号は、公称クロム８〜２５％、アルミニウム２．５〜８％、およびイットリウム最大０．０４％を含むニッケル基合金を開示しており、これはイットリウム０．０２％超を含まなければならない電極のエレクトロスラグ法による再溶解によって作られる。米国特許第４６７１９３１号は、アルミニウムの豊富な保護性スケールを形成することで抜群の耐酸化性を達成するために、ニッケル−クロム−アルミニウム合金の中でもアルミニウム４〜６％の合金の使用を教示している。耐酸化性はその合金にイットリウムを添加することでも向上させることができる。鉄量は最大８％に制限される。アルミニウム含有量の多いと、高温度、特に７６０℃（１４００°Ｆ）近傍で良好な強度を示すＮｉ3 Ａｌガンマプライム析出物の析出を生じる。米国特許第４４６０５５２号は、クロム１４〜１８％、鉄１．５〜８％、ジルコニウム０．００５〜０．２％、アルミニウム４．１〜６％を含有し、イットリウムは０．０４％未満の微少量である耐酸化性の非常に優れた無イットリウム−ニッケル基合金を記載している。その特許に記載された合金はＨＡＹＮＥＳ（登録商標）２１４（登録商標）合金として市販されている。この合金は、クロム１４〜１８％、アルミニウム４．５％、鉄３％、炭素０．０４％、ジルコニウム０．０３％、イットリウム０．０１％、硼素０．００４％、および、残部としてのニッケルを含む。
【０００４】
日本特許第０６２７１９９３号において、ヨシタカ他は、ニッケル２０〜６０％、クロム１５〜３５％、およびアルミニウム２．５〜６．０％を含有し、シリコンが０．１５％未満およびチタンが０．２％未満であることを必要とする鉄基合金を記載している。
【０００５】
ヨーロッパ特許第５４９２８６号は、０．０４５〜０．３％のイットリウムが存在しなければならないニッケル−鉄−クロム合金を開示している。要求される高含有量のイットリウムは、合金を高価にするだけでなく、熱間加工作業中に割れを助長するニッケル・イットリウム化合物が形成されるため、鍛錬状態の製造を不可能にするだろう。
【０００６】
米国特許第５６６０９３８号は、ニッケル３０〜４９％、クロム１３〜１８％、アルミニウム１．６〜３．０％、およびＩＶａ群およびＶａ群の１つ以上の元素１．５〜８％を含む鉄基合金を開示している。この合金は、高温の酸化状況に曝されている間の保護性酸化アルミニウム薄膜の形成を保証するには不十分なアルミニウムおよびクロムしか含まない。さらに、ＩＶａ群およびＶａ群の元素は、高温延性を低下させるガンマプライム相の生成を助長する。ジルコニウムのような元素は、また、凝固中に溶接部の深刻な熱間割れを助長する。
【０００７】
米国特許第５９８０８２１号は、鉄８〜１１％およびアルミニウム１．８〜２．４％を含有し、また、イットリウム０．０１〜０．１５％およびジルコン０．０１〜０．２０％を必要とする合金を開示している。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
残念ながら、前記特許に開示された合金には、アルミニウムが存在するだけで生じる、特に合金中に４〜６％ほど存在するときに生じる、溶接および成形上の多くの問題がある。最終焼鈍作業からの冷却中にそれらの合金ではＮｉ3 Ａｌガンマプライム相の析出が急激に生じてしまい、焼鈍状態にもかかわらずに比較的高い室温降伏強度を生じ、相応に低い延性を有することになる。これは、固溶強化されたニッケル基合金に比較して、曲げおよび成形を困難にする。高含有量のアルミニウムは、溶接中および溶接後の熱処理中における歪時効割れを生じさせる。それらの合金は、溶接中の凝固割れを生じる傾向も有し、事実、改良された化学的に変性した充填金属が、ＨＹＮＥＳ（登録商標）２１４（登録商標）合金として知られる市販合金を溶接するために必要とされている。これらの問題は溶接されるチューブ状製品の開発の妨げとなり、この合金の市場の拡大を制限している。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明合金は、２５〜３２％の多量な鉄の添加、および、３．４〜４．２％の範囲内までの「アルミニウム＋チタン」量の減少により、高温延性に対するガンマプライム相の悪影響を減じて、これらの問題を克服する。さらに、イットリウムの添加は必要なく、ミッシュメタルの添加で代用できる。
【００１０】
背景技術欄で説明したＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ合金の欠点を、ニッケルを非常に高い含有レベルの鉄で置き換えるように従来技術の組成を改良することで克服する。さらに、アルミニウム含有量を、２１４合金の典型的な含有量である現在の４．５％から好ましくは約３．８％まで減少させる。この減少は、合金中に析出するガンマプライム相の体積量を減らし、合金の歪時効割れ抵抗性を向上させる。これは、管状製品の生産のための良好な製造性ならびに最終ユーザーのための良好な溶接加工性を与えることを可能にする。また、減少したアルミニウムの含有量における適当な耐酸化性を保証するために、合金中のクロム含有量を約１８〜２５％にまで増大させた。少量のシリコンおよびマンガンもまた耐酸化性を向上させるために添加される。
【００１１】
質量％で、鉄２５〜３０％、クロム１８〜２５％、アルミニウム３．０〜４．５％、チタン０．２〜０．６％、シリコン０．２〜０．４％、およびマンガン０．２〜０．５％を含むニッケル基合金が提供される。この合金は、イットリウム、セリウムおよびランタンも最大０．０１％まで含み得る。炭素は最大０．２５％まで存在できる。硼素は最大０．００４％まで合金中に存在でき、ジルコニウムは最大０．０２５％まで存在できる。本合金の残部はニッケルと不純物である。さらに、「アルミニウム＋チタン」の合計量は３．４〜４．２％にすべきであり、アルミニウムに対するクロムの比率は約４．５〜８にすべきである。
【００１２】
好ましくは、鉄２６．８〜３１．８％、クロム１８．９〜２４．３％、アルミニウム３．１〜３．９％、チタン０．３〜０．４％、シリコン０．２〜０．３５％、マンガン最大０．５％、それぞれ最大０．００５％のイットリウム、セリウムおよびランタン、炭素最大０．０６％、硼素０．００２％未満、ジルコニウム０．００１％未満、および、残部としての「ニッケル＋不純物」を含む合金組成を提供する。また、「アルミニウム＋チタン」の合計が３．４％〜４．２％の範囲内にあること、および、アルミニウムに対するクロムの比率が５．０〜７．０であることが好ましい。
【００１３】
最も好ましい組成は、鉄２７．５％、クロム２０％、アルミニウム３．７５％、チタン０．２５％、炭素０．０５％、シリコン０．３％、マンガン０．３％、微少量のセシウムおよびランタン、および、残部としての「ニッケル＋不純物」を含む。
【００１４】
本発明合金のその他の好ましい組成と利点は、本明細書における好適例の説明および報告した試験データから明らかになるだろう。
【実施例１】
【００１５】
５種類の２２．７ｋｇ（５０ポンド）の試験用溶解材がＶＩＭ溶解され、ＥＳＲ再溶解され、鍛造され、１１７７℃（２１５０°Ｆ）で厚さ４．７８ｍｍ（０．１８８インチ）の板材に圧延され、厚さ１．６ｍｍ（０．０６３インチ）のシートに冷間加工され、１０９３℃（２０００°Ｆ）で焼鈍された。
【００１６】
これらの５種類の合金は、表Ｉに示される化学組成を有する。
【００１７】
【表１】
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【００１８】
これらの合金および市販２１４合金溶解材の試料を、９８２℃（１８００°Ｆ）での静的酸化試験、および、機械的性質を測定するための制御された加熱速度での引張り（ＣＨＲＴ）試験によって評価した。制御された加熱速度での試験が合金の歪時効割れ感受性を判別するための手段になることを意図した。中間領域の最小延性値として極めて小さい伸び率になる合金は、歪時効割れを生じ易いものと考えた。
【００１９】
試験結果を表ＩＩおよび表ＩＩＩに示す。試験合金Ａ〜Ｅの結果は、望まれる性質に近い性質を有する合金を，Ｅ合金が最もよく実証するとの推論を導くものである。例えば、これは（１）２１４合金と同じ９８２℃（１８００°Ｆ）での耐酸化性を有し、また、（２）７６０℃（１４００°Ｆ）でのＣＨＲＴ延性は２１４合金よりも６倍ほど大きかった。主な欠点は、７６０℃（１４００°Ｆ）での降伏強度（ＣＨＲＴ試験で測定された）のみであった。これは２１４合金を大きく下回った（４４．２ｋｓｉ対７１．９ｋｓｉ）。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
【表３】
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【００２２】
結晶粒度を微細化するためにＶｂ群の元素を少量添加することで７６０℃（１４００°Ｆ）での降伏強度を向上させる方法を開発するために、さらに３種類の試験用の溶解材が溶解され、シートに加工された。これらの試験用の溶解材は３．１７５ｍｍ（０．１２５インチ）厚のシートに加工され、例１の溶解材よりも微細な結晶粒度を得るために１１２１℃（２０５０°Ｆ）で焼鈍された。これら３種類の合金の公称組成は表ＩＶに示される。
【００２３】
【表４】
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【００２４】
合金Ｆは微粒化剤の添加がなく、合金Ｇはチタン目標０．３％を有し、合金Ｈはバナジウム添加（目標０．３％）を含有していた。それらの合金に対しては意図的にシリコンも添加された。これらの合金は、長い時間を必要とするＣＨＲＴ試験の代わりに７６０℃（１４００°Ｆ）での標準引張り試験が実施されたことを除き、合金Ａ〜Ｅと同じ方法で試験された。結果を、表Ｖおよび表ＶＩに示す。
【００２５】
【表５】
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【００２６】
【表６】
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【００２７】
これらの合金に関する結果は、合金Ｅよりも９８２℃（１８００°Ｆ）での酸化攻撃が大きく、合金Ｇの７６０℃（１４００°Ｆ）での降伏強度が合金Ｅよりも大きいことを示した。それらの合金組成の何れも望まれる性質の全てを有することはなかった。
【００２８】
合金Ｅおよび合金Ｇの間の基礎的な化学的性質を有するその他の一連の試験用組成が先の例と同じ方法で溶解され、シートに加工された。目標とする基本的組成のものは、Ｎｉ−Ｆｅ２７．５−Ｃｒ１９．５−Ａｌ３．８で構成された合金であった。耐酸化性を向上させるために米国特許第４６７１９３１号に開示されている合金に対する典型的な意図するイットリウムの添加は行われなかった。しかしながら、この群の全ての試験用溶解材は、微量の希土類元素（基本的にセリウムおよびランタン）を導入するためにミッシュメタルが定量添加されていた。少量のチタンが合金Ｇに添加され、７６０℃（１４００°Ｆ）での降伏強度を高める方法として見込めることを示した。例３における４種類の合金のうちの３種類について、チタンが約０．２５％から０．４５％へ増大された。シリコン量も変更された。溶解材のうちの２種類は意図的にシリコンを添加されず、他の溶解材は意図した約０．３％のシリコン含有量を有していた。試験用の溶解材の組成は表ＶＩＩに与えられている。その評価結果は表ＶＩＩＩ、表ＩＸおよび表Ｘに与えられている。
【００２９】
【表７】
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【００３０】
【表８】
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【００３１】
【表９】
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【００３２】
７６０℃（１４００°Ｆ）での引張りデータは幾つかの重要な効果を示している。延性が、合金Ｉ（Ａｌ３．８％および無チタン）の３８％から、Ａｌ約３．９〜４．０％＋チタン０．４５％を含む他の３種類の合金（Ｊ、ＫおよびＬ）の８〜１６％のレベルにまで低下した。このことは、本発明のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金が「アルミニウム＋チタン」の合計含有量（ガンマプライム相形成元素）に敏感であることを示した。７６０℃（１４００°Ｆ）領域での小さい延性値はガンマプライム相の析出を示すものである。
【００３３】
９８２℃（１８００°Ｆ）での酸化試験結果には勇気付けられた。金属が受けた影響の平均的な結果は、耐酸化性が全体的に合金Ｇよりも良好であることを示した。例えば合金Ｊは、非常に僅かな内部酸化しかなく、試験した全ての被溶解合金材の中で最良の９８２℃（１８００°Ｆ）での酸化性能０．００２３ｍｍ（０．０９ｍｉｌ）であった。
【００３４】
試験用の溶解材は動的酸化試験設備（リグ）においても試験された。これは、マッハ約０．３の速度の燃焼ガスに曝される回転台（カルーセル）に試料が保持されて行われる試験である。３０分毎に定期的に回転台が燃焼領域から取出され、空気ブロワーにより約１４９℃（３００°Ｆ）未満の温度にまで冷却された。その後、回転台は次の３０分にわたり燃焼領域へ戻された。この試験は１０００時間または２０００サイクルにて終了した。試験の終わりに、試料は金属組織学的技術を用いて金属損失および内部酸化の影響について評価された。この結果は表Ｘに示されている。驚くことに、動的試験条件の下で合金Ｊの性能は劣り、実際のところ８８９時間終了後に試験から外さなければならなかった。これらの試料は、合金Ｌの試料の場合と同様に、保護酸化スケールが劣化した兆候を示した。合金Ｉ〜合金Ｌの試料設定を思い返せば、シリコン添加（０．３％）は変数のうちの１つであった。合金Ｊおよび合金Ｌは意図的にシリコンを添加せずに溶解され、これに対して合金Ｉおよび合金Ｋは意図的にシリコンが添加された。この結果、動的耐酸化性ではシリコン添加に顕著な有益作用のあることが明らかとなる。静的酸化では、全ての結果は０．０１５２ｍｍ（０．６ｍｉｌ）未満であり、その試験は動的試験の場合ほど明確ではなかった。さらに、合金Ｉおよび合金Ｋの結果は、同じ試験方法での２１４合金の制御試料よりも小さい平均的な金属影響値を有していた。合金Ｋのみが探求する性質のすべてを有していた。
【００３５】
【表１０】
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【００３６】
一連の６種類の試験用の合金が溶解され、鉄量は一定でアルミニウム量を減少させると同時にクロム量を増大させた効果を調べるために処理された。鉄およびクロムが多量の場合を調べるために７番目の溶解材が溶解された。それらの合金組成は冷間圧延されてシート状にされ、１１３５℃（２０７５°Ｆ）／１５分間／水冷却で焼鈍処理された。この目標組成は表ＸＩに示されている。評価結果は表ＸＩＩおよび表ＸＩＩＩに示されている。予測されないことではなかったが、降伏強度はＡｌ＋Ｔｉによって増大する傾向を示した。５０Ｋｓｉを超える７６０℃（１４００°Ｆ）での強度レベルを達成するための最適合金は約３．８％を超えるＡｌ＋Ｔｉを必要とするが、合金Ｐの性能により明白となるように合計で３．４％を許容できることが明らかとなる。合金Ｏ、合金Ｐおよび合金Ｓの全ては求めていた性質を有していた。
【００３７】
【表１１】
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【００３８】
【表１２】
0005394715.tif 000013
【００３９】
鉄量が一定の６種類の試験用の合金（クロムが増量され、アルミニウムは減量される）に関する７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り延性データがアルミニウムおよびチタンの合計含有量に対して図１にプロットされている。この７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り伸びはＡｌ＋Ｔｉが増えると減少する傾向を示し、Ａｌ＋Ｔｉが約４．２％を超えると延性は急激に低下する。したがって、高い温度での性質の最良バランス（すなわち、高い強度且つ良好な延性）を得るためのＡｌ＋Ｔｉの上限値は４．２％と定められる。合金Ｓからは、適当な７６０℃（１４００°Ｆ）での降伏強度を達成するが、適当な延性を維持するためにＡｌ＋Ｔｉが４．２％未満である最良の合金は、約３．８％超のＡｌ＋Ｔｉを必要とするものと推測される。表ＸＩの試験用の合金に関して、Ｃｒ／Ａｌ比に対する７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り延性のプロットが図２に示されており、これはＣｒ／Ａｌ比の増大の影響を示している。良好な延性は、Ｃｒ／Ａｌ比が約４．５を超えるときに示される。この比は、合金Ｓに、また鉄量がそれより多い場合であっても同じように適用されるようであった。
【００４０】
９８２℃（１８００°Ｆ）での静的酸化試験の結果は表ＸＩＩＩに示され、また、図３には一定の鉄量におけるＣｒ／Ａｌ比の関数としてプロットされている。合金Ｎに関して得た値は大きく外れており、したがってこの表には含まれていない。この図からＣｒ／Ａｌ比の劇的な効果が明白となる。最良の耐酸化性は、この比が約４．５〜８であるときに得られた。合金Ｓの耐酸化性は、おそらく鉄が多量であるためか、Ｃｒ／Ａｌ値がこの範囲内にある試験用の溶解材ほど良くはなかった。しかしながら、表Ｖに示された２１４合金と同じように良好な耐酸化性を有してした。
【００４１】
【表１３】
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【００４２】
１種類の追加合金（溶解材Ｔ）が製造された。その組成は、本発明の好ましい実施例に近い合金である表ＶＩＩの溶解材Ｊに近いものであったが、「Ａｌ＋Ｔｉ」量は少なく、Ｃｒ／Ａｌ比は僅かに大きかった。合金Ｊにはシリコンは添加されていなかったが、合金Ｔには僅かな量のシリコンが添加された。この結果の組成は表ＸＩＶに示されている。試験用の溶解材Ｔの冷間加工したシート試料は１１４９℃（２１００°Ｆ）／１５分間の焼鈍／ＲＡＣを実施された。複製の引張り試験が室温および高い温度５３８℃（１０００°Ｆ）〜９８２℃（１８００°Ｆ）の間を１１１℃（２００°Ｆ）間隔で実施された。結果は表ＸＶに表されている。５３８℃（１０００°Ｆ）から降伏強度が増大して７６０℃（１４００°Ｆ）で最大値（５７Ｋｓｉ）となり、その後急激に降下することが見出された。中間範囲の延性の減少は６４９℃（１２００°Ｆ）〜７６０℃（１４００°Ｆ）で見られ、最小延性は７６０℃（１４００°Ｆ）での１２％であった。１２％の伸びは試験用の溶解材Ｊ（８．４％）よりも大きい。合金Ｔは望ましい性質の全てを有していた。
【００４３】
【表１４】
0005394715.tif 000015
【００４４】
【表１５】
0005394715.tif 000016
【００４５】
合金Ｋ、合金Ｏ、合金Ｐ、合金Ｓおよび合金Ｔの好ましい実施例に近い幾つかの合金の７６０℃（１４００°Ｆ）での延性がどのような理由で異なるのかを見分けることに興味を持った。例えば、溶解材Ｎの延性は何故に合金Ｊおよび合金Ｔよりも格段に大きいのであろう。各溶解材の実際の化学分析に焦点を絞った後、３．８％〜４．２％の範囲の「Ａｌ＋Ｔｉ」量を有する合金においては、７６０℃（１４００°Ｆ）での延性にはシリコン添加が有益であることを発見した。表ＶＩＩの４種類の試験用溶解材を参照すれば、合金Ｋは、「無シリコン」合金Ｊに対応するシリコン含有合金として溶解された。合金Ｋのシリコン含有量は０．２９％であり、また、７６０℃（１４００°Ｆ）での延性は１６．４％で、これは無シリコン合金Ｊの２倍の値であった。図４はほぼ同じ組成のこれらの４種類の合金における７６０℃（１４００°Ｆ）での伸び％のグラフであり、高温引張り延性の向上に関するシリコンの影響を示している。シリコン含有量は、７６０℃（１４００°Ｆ）での良好な延性を得るため、また、これにより良好な歪時効割れ抵抗を得るために、約０．２％超でなければならないことが明確に示されている。
【００４６】
高シリコン量は、凝固中に溶接材料に生じる高温割れとして知られている溶接問題を生じかねないことが予測された。この検討のため、シリコン含有量を除いて同様な組成を有する試験用の溶解材Ｊ、溶解材Ｋ、溶解材Ｎおよび溶解材Ｔの試料がサブスケール（表層下）バレストレイン試験によって評価された。試験した合金Ｅの試料は、硼素およびジルコニウムの逆効果を示すために含まれた。結果は表ＸＶＩに要約される。
【００４７】
【表１６】
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【００４８】
これらのデータは、最大０．２９％のシリコン添加が不利益でなかったことを示している。シリコン含有量が約０．３％超であるとき、熱間割れ感受性は約４０％増大した。しかしながら、合金Ｎの熱間割れ感受性はそれでも２１４合金よりも格段に小さかった。合金Ｅの結果は、硼素およびジルコニウムの存在が熱間割れ感受性に悪影響を有することを示している。それらの元素は、２１４合金には典型的に添加されている。それらの元素が合金Ｅから除去されたとしたならば、また、０．２〜０．６チタンと０．２〜０．４シリコンとが添加されているとしたならば、得られた合金は良好な熱間割れ抵抗と、本発明で請求する全ての特属性とを有するだろうと期待される。この改良した合金Ｅは、鉄２５．０５％、アルミニウム３．６８％、クロム１９．５１％、炭素０．０５％、ジルコニウム０．０２５％未満、シリコン０．２〜０．４％、チタン０．２〜０．６％、それぞれ０．００５％未満のイットリウム、セリウムおよびランタン、および残部としての「ニッケル＋不純物」を含む。
【００４９】
【表１７】
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【００５０】
表ＸＶＩＩは、望まれた性質を有する試験合金、および各合金ならびに改良した溶解材Ｅの組成を含んでいる。この表および図から、望ましい性質は鉄２５〜３２％、クロム１８〜２５％、アルミニウム３．０〜４．５％、チタン０．２〜０．６％、シリコン０．２〜０．４％およびマンガン０．２〜０．５％を含む合金で得られることが推論された。この合金はまた、最大０．０１％までのイットリウム、セリウムおよびランタンも含むことができる。炭素は最大０．２５％まで存在でするが、典型的には０．１０％未満の量で存在することになるであろう。硼素は最大０．００４％まで合金中に存在し、ジルコニウムは最大０．０２５％まで存在する。マンガンは最大０．０１％まで存在する。最大０．１５％までの微少量のニオブが存在する。タングステンおよびモリブデンはそれぞれ最大０．５％までの量で存在する。最大０．２％のタングステンが合金中に存在する。合金の残部はニッケルおよび不純物である。さらに、アルミニウム＋チタンの合計含有量は３．４〜４．２％の間になければならず、アルミニウムに対するクロムの比率は約４．５〜８の範囲内になければならない。しかしながら、さらに望ましい性質が、鉄２６．８〜３１．８％、クロム１８．９〜２４．３％、アルミニウム３．１〜３．９％、チタン０．３〜０．４％、シリコン０．２５〜０．３５％、マンガン最大０．３５％、それぞれ最大０．００５％までのイットリウム、セリウムおよびランタン、炭素最大０．０６％、硼素０．０４％未満、ジルコニウム０．０１％未満、残部としてのニッケルと不純物を含む合金に見出される。アルミニウム＋チタンの合計含有量は３．４〜４．２％の範囲内であること、およびアルミニウムに対するクロムの比率は５．０〜７．０の範囲内であることを好ましいとする。
【００５１】
望ましい性質を達成するための最適合金組成は、鉄２７．５％、クロム２０％、アルミニウム３．７５％、チタン０．２５％、炭素０．０５％、シリコン０．３％、マンガン０．２５％、最大０．０１５％までの微少量のセリウムおよびランタン、残部としてのニッケルと不純物を含むものと推論する。
【００５２】
本発明合金の幾つかの好ましい実施例を説明したが、この合金はそれに限定されず、特許請求の範囲に記載された範囲内でさまざまな実施例を得られることを明確に理解しなければならない。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り伸びを「Ａｌ＋Ｔｉ」量の関数として示すグラフである。
【図２】７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り伸びをＣｒ／Ａｌ比の関数として示すグラフである。
【図３】９８２℃（１８００°Ｆ）での静止状態試験において金属に対する影響の平均値をＣｒ／Ａｌ比の関数として示すグラフである。
【図４】７６０℃（１４００°Ｆ）での引張り伸びに対するシリコン含有量の効果を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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