JP2607157B2 - 加熱炉内の被加熱鋼材支持部材用耐熱合金 - Google Patents
加熱炉内の被加熱鋼材支持部材用耐熱合金Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、加熱炉内の被加熱鋼材支持部材として使用
される高温強度にすぐれた耐熱合金に関する。
される高温強度にすぐれた耐熱合金に関する。
鋼材加熱炉内の被加熱鋼材（スラブ、ビレット等）を
支持する部材、例えばウォーキングビームコンベア式加
熱炉における移動ビームおよび固定ビームは、第９図に
示すように、スキッドパイプ（炭素鋼管等）（Ｐ）の周
面頂部に、被加熱鋼材支持部としてスキッドボタン（1
0）が、パイプの軸方向に一定の間隔をおいて、溶接
（Ｗ）等により取付けられた構造を有している。スキッ
ドボタン（10）は、円錐台形状、角錐台形等のブロック
であり、その頂面に被加熱鋼材が当接担持される。
支持する部材、例えばウォーキングビームコンベア式加
熱炉における移動ビームおよび固定ビームは、第９図に
示すように、スキッドパイプ（炭素鋼管等）（Ｐ）の周
面頂部に、被加熱鋼材支持部としてスキッドボタン（1
0）が、パイプの軸方向に一定の間隔をおいて、溶接
（Ｗ）等により取付けられた構造を有している。スキッ
ドボタン（10）は、円錐台形状、角錐台形等のブロック
であり、その頂面に被加熱鋼材が当接担持される。
従来より、そのスキッドボタン材料として、高Ni高Cr
合金鋼（例えば、SCH12等）や、高Co合金鋼（例えば、5
0Co−20Ni−Fe系鋼）等の耐熱合金鋼が使用されてお
り、その側周面に不定形耐火物層（20）を塗設して炉内
雰囲気との接触を遮断すると共に、スキッドパイプ
（Ｐ）内に流送される冷却水の強制冷却作用により、ス
キッドボタン（10）に対する炉内高温酸化性雰囲気の熱
影響を緩和し、被加熱鋼材の荷重に耐える強度を保持さ
せると共に、その表面の酸化損傷を防止するようにして
いる。
合金鋼（例えば、SCH12等）や、高Co合金鋼（例えば、5
0Co−20Ni−Fe系鋼）等の耐熱合金鋼が使用されてお
り、その側周面に不定形耐火物層（20）を塗設して炉内
雰囲気との接触を遮断すると共に、スキッドパイプ
（Ｐ）内に流送される冷却水の強制冷却作用により、ス
キッドボタン（10）に対する炉内高温酸化性雰囲気の熱
影響を緩和し、被加熱鋼材の荷重に耐える強度を保持さ
せると共に、その表面の酸化損傷を防止するようにして
いる。
高温酸化性雰囲気炉内におけるスキッドボタン（10）
に鋼材荷重が反復作用することにより生じる変形、およ
び酸化損傷等を抑制し、被加熱鋼材支持部材としての安
定した使用を可能とするには冷却水による十分な強制冷
却を必要とする。このため、スキッドボタン（10）の頂
面に支持される被加熱鋼材（Ｓ）はスキッドボタン（1
0）との接触面を介して局部冷却され（所謂スキッドマ
ーク発生）、結果として被加熱鋼材（Ｓ）に加熱ムラが
生じるという問題がある。
に鋼材荷重が反復作用することにより生じる変形、およ
び酸化損傷等を抑制し、被加熱鋼材支持部材としての安
定した使用を可能とするには冷却水による十分な強制冷
却を必要とする。このため、スキッドボタン（10）の頂
面に支持される被加熱鋼材（Ｓ）はスキッドボタン（1
0）との接触面を介して局部冷却され（所謂スキッドマ
ーク発生）、結果として被加熱鋼材（Ｓ）に加熱ムラが
生じるという問題がある。
殊に、近時は加熱炉操業効率の向上等を目的として、
1300℃ないしはそれを越える高温操業が一般化しつつあ
り、その高温操業条件下のスキッドボタン（10）の強度
低下や酸化損傷を抑制するためには、冷却水によるスキ
ッドボタンの強制冷却を更に強化することが必要とな
る。その冷却作用の強化に伴って、冷却水による熱損失
量が増大し、かつ加熱ムラも大きくなる。しかも、従来
の耐熱合金からなるスキッドボタンでは、上記操業温度
の高温化に十分に対処し得ず、被加熱鋼材の荷重による
変形や酸化損傷等による耐用寿命の低下・メンテナンス
負担の増大等を避け得ない。その対策として、セラミッ
クの焼結体ブロックをスキッドボタンとして使用する試
みもなされているが、セラミックは脆性材料であるの
で、割れや欠損を生じ易く、安定な使用を期し難い。
1300℃ないしはそれを越える高温操業が一般化しつつあ
り、その高温操業条件下のスキッドボタン（10）の強度
低下や酸化損傷を抑制するためには、冷却水によるスキ
ッドボタンの強制冷却を更に強化することが必要とな
る。その冷却作用の強化に伴って、冷却水による熱損失
量が増大し、かつ加熱ムラも大きくなる。しかも、従来
の耐熱合金からなるスキッドボタンでは、上記操業温度
の高温化に十分に対処し得ず、被加熱鋼材の荷重による
変形や酸化損傷等による耐用寿命の低下・メンテナンス
負担の増大等を避け得ない。その対策として、セラミッ
クの焼結体ブロックをスキッドボタンとして使用する試
みもなされているが、セラミックは脆性材料であるの
で、割れや欠損を生じ易く、安定な使用を期し難い。
本発明は上記に鑑みてなされたものであり、1300℃を
こえる高温操炉用被加熱鋼材支持部材として有用な高温
強度、耐酸化性等にすぐれた耐熱合金を提供する。
こえる高温操炉用被加熱鋼材支持部材として有用な高温
強度、耐酸化性等にすぐれた耐熱合金を提供する。
本発明に係る加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金
は、 Cr60％以上を含有し、Ｃは0.8％以下、Siは５％以下の
混在が許容され、残部は実質的にFeである化学組成を有
し、融点1600℃以上、平均結晶粒径50μｍ以上である熱
間静水圧加圧焼結体であることを特徴としている。
は、 Cr60％以上を含有し、Ｃは0.8％以下、Siは５％以下の
混在が許容され、残部は実質的にFeである化学組成を有
し、融点1600℃以上、平均結晶粒径50μｍ以上である熱
間静水圧加圧焼結体であることを特徴としている。
上記合金は、所望により、そのFeの一部が、10％以下
のW,10％以下のMo,10％以下のNb,10％以下のTa,10％以
下のHf,10％以下のCo,10％以下のNi,10％以下のTi,10％
以下の希土類元素,10％以下のAl,10％以下のV,10％以下
のMnからなる群より選ばれる１種ないし２種以上の元素
を以て置換された化学組成が与えられる。
のW,10％以下のMo,10％以下のNb,10％以下のTa,10％以
下のHf,10％以下のCo,10％以下のNi,10％以下のTi,10％
以下の希土類元素,10％以下のAl,10％以下のV,10％以下
のMnからなる群より選ばれる１種ないし２種以上の元素
を以て置換された化学組成が与えられる。
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明の耐熱合金は、Cr−Fe系合金である。そのCr含
有量を60％以上とし、C,Si等が混在する場合のそれらの
許容量をそれぞれ前記のように限定しているのは、1600
℃以上の融点を確保するとともに、1300℃をこえる高温
酸化性雰囲気炉中での安定した酸化抵抗性を得るためで
あり、またその高融点の確保は卓抜した高温強度を得る
ための前提条件となるからである。
有量を60％以上とし、C,Si等が混在する場合のそれらの
許容量をそれぞれ前記のように限定しているのは、1600
℃以上の融点を確保するとともに、1300℃をこえる高温
酸化性雰囲気炉中での安定した酸化抵抗性を得るためで
あり、またその高融点の確保は卓抜した高温強度を得る
ための前提条件となるからである。
本発明の耐熱合金を高融点化し、高温域における耐酸
化性や強度をより高める点からは、Cr含有量を多くし、
Fe量を少なくすることが有利であるが、他面Feの存在
は、焼結体として製造される本発明合金の焼結性を高
め、その焼結処理条件を緩和し、焼結体の高緻密性の確
保を容易化するのに役立つ。これらの効果を望む場合に
は、約５％ないしそれ以上のFeを含有させればよく、そ
の効果はFeの増量を伴って増大する。むろん、その場合
においても、前記高融点の維持のために、Fe量は40％を
越えない範囲内に制限されているのである。
化性や強度をより高める点からは、Cr含有量を多くし、
Fe量を少なくすることが有利であるが、他面Feの存在
は、焼結体として製造される本発明合金の焼結性を高
め、その焼結処理条件を緩和し、焼結体の高緻密性の確
保を容易化するのに役立つ。これらの効果を望む場合に
は、約５％ないしそれ以上のFeを含有させればよく、そ
の効果はFeの増量を伴って増大する。むろん、その場合
においても、前記高融点の維持のために、Fe量は40％を
越えない範囲内に制限されているのである。
なお、P,S,その他の不純物は、通常の合金製造技術上
不可避的に付随する範囲内の混在が許容され、例えばＰ
は0.03％以下、Ｓは0.03％以下存在しても本発明の趣旨
が損なわれることはない。
不可避的に付随する範囲内の混在が許容され、例えばＰ
は0.03％以下、Ｓは0.03％以下存在しても本発明の趣旨
が損なわれることはない。
W,Mo,Nb等の前記諸元素は、固溶硬化や、粒子分散も
しくは繊維分散による強化作用、あるいは金属間化合物
（Cr2Nb,Cr2Zr,Cr2Ta,Cr2Ti等）の生成による粒子もし
くは繊維分散強化作用を奏し合金強度を高める。またY,
Sc等の希土類元素やAl等は強化作用のほか、耐酸化性の
向上に奏効する。各元素の含有量を前記のように規定し
ているのは、合金の融点低下を抑え、1600℃以上の融点
が確保され、また加工性等が損なわれない範囲内におい
てそれぞれの添加効果を得るためである。
しくは繊維分散による強化作用、あるいは金属間化合物
（Cr2Nb,Cr2Zr,Cr2Ta,Cr2Ti等）の生成による粒子もし
くは繊維分散強化作用を奏し合金強度を高める。またY,
Sc等の希土類元素やAl等は強化作用のほか、耐酸化性の
向上に奏効する。各元素の含有量を前記のように規定し
ているのは、合金の融点低下を抑え、1600℃以上の融点
が確保され、また加工性等が損なわれない範囲内におい
てそれぞれの添加効果を得るためである。
本発明耐熱合金の融点を1600℃以上に規定すると共
に、その結晶流組織について平均粒径を50μｍ以上とす
る規定を付したのは、1300℃をこえる高温雰囲気におけ
る強度、特に耐圧縮変形抵抗性を十分ならしめるためで
ある。
に、その結晶流組織について平均粒径を50μｍ以上とす
る規定を付したのは、1300℃をこえる高温雰囲気におけ
る強度、特に耐圧縮変形抵抗性を十分ならしめるためで
ある。
本発明の耐熱合金は前記のように平均結晶粒径50μｍ
以上の粗粒組織を有することを最も特徴としている。第
１図は、熱間静水圧加圧焼結（焼結条件:1250℃×1200k
gf/cm2×2Hr）で得られたCr−Fe焼結合金（Cr89.2％,C:
0.02％,Si:1.5％,Fe:Bal,融点:1710℃）の平均結晶粒度
（μｍ）と高温圧縮変形抵抗性との関係を示している。
縦軸は、高温圧縮試験（圧縮荷重反復負荷）における圧
縮変形量Ｄ（％）を表している（圧縮試験条件および圧
縮変形量の測定は後記実施例参照）。
以上の粗粒組織を有することを最も特徴としている。第
１図は、熱間静水圧加圧焼結（焼結条件:1250℃×1200k
gf/cm2×2Hr）で得られたCr−Fe焼結合金（Cr89.2％,C:
0.02％,Si:1.5％,Fe:Bal,融点:1710℃）の平均結晶粒度
（μｍ）と高温圧縮変形抵抗性との関係を示している。
縦軸は、高温圧縮試験（圧縮荷重反復負荷）における圧
縮変形量Ｄ（％）を表している（圧縮試験条件および圧
縮変形量の測定は後記実施例参照）。
図示のように、圧縮変形抵抗性と平均結晶粒径との間
に明瞭な相関があり、結晶粒の粗大化と共に圧縮荷重の
反復作用による変形量は急激に減少し、平均粒径50μｍ
以上の粗粒組織とすることにより、圧縮荷重に対する高
い変形抵抗性が保証されることがわかる。
に明瞭な相関があり、結晶粒の粗大化と共に圧縮荷重の
反復作用による変形量は急激に減少し、平均粒径50μｍ
以上の粗粒組織とすることにより、圧縮荷重に対する高
い変形抵抗性が保証されることがわかる。
本発明の耐熱合金は、熱間静水圧加圧焼結体として製
造される。熱間静水圧加圧焼結処理によれば、高加圧力
の均一な作用下に難焼結性のCr−Ce径合金の均質な高緻
密性を確保することが容易となるからである。その焼結
処理は、温度約1000〜1500℃，加圧力約1000〜2000kgf/
cm2に適当時間（約２〜５時間）保持することにより好
適に達成される。
造される。熱間静水圧加圧焼結処理によれば、高加圧力
の均一な作用下に難焼結性のCr−Ce径合金の均質な高緻
密性を確保することが容易となるからである。その焼結
処理は、温度約1000〜1500℃，加圧力約1000〜2000kgf/
cm2に適当時間（約２〜５時間）保持することにより好
適に達成される。
なお、焼結原料粉末の調製法は任意であるが、混合・
粉砕の均一性、メカニカルアイロング効果等の点から、
アトライタ等の高エネルギボールミルによる混合粉砕を
行うのが好ましい。その混合粉砕処理においては、金属
粉末分として、所定の成分組成を有する合金粉末の使用
に代え、例えばCr粉末とFe粉末の混合物を使用すること
ができ、また、各種合金元素を、単体元素の粉末（Ｗ粉
末,Mo粉末等）、あるいは金属間化合物の粉末（例え
ば、Cr2Zr粉末等）として添加混合して所望の成分組成
に調製することができる。
粉砕の均一性、メカニカルアイロング効果等の点から、
アトライタ等の高エネルギボールミルによる混合粉砕を
行うのが好ましい。その混合粉砕処理においては、金属
粉末分として、所定の成分組成を有する合金粉末の使用
に代え、例えばCr粉末とFe粉末の混合物を使用すること
ができ、また、各種合金元素を、単体元素の粉末（Ｗ粉
末,Mo粉末等）、あるいは金属間化合物の粉末（例え
ば、Cr2Zr粉末等）として添加混合して所望の成分組成
に調製することができる。
焼結合金の結晶粒径（セラミック分散相を有する複合
合金の場合はそのマトリックス金属の結晶粒径）は、例
えばその焼結原料粉末として使用されるCr−Fe系合金粉
末の粒度により調整することができる。第２図は、熱間
静水圧加圧焼結によるCr−Fe系焼結合金（Cr:89.2％,C:
0.02％,Si:1.5％，残部Fe）の平均結晶粒径と、その焼
結原料粉末として使用したCr−Fe合金粉末の平均粒子径
との関係を示している（焼結条件:1250℃×1200kgf/cm2
×2Hr）。同図から、焼結合金の結晶粒径は原料粉末の
粒径に依存すること、原料粉末を平均粒径約200μｍ以
上に粒度調整することにより、焼結合金に平均粒径50μ
ｍ以上の結晶粒組織を付与できることがわかる。
合金の場合はそのマトリックス金属の結晶粒径）は、例
えばその焼結原料粉末として使用されるCr−Fe系合金粉
末の粒度により調整することができる。第２図は、熱間
静水圧加圧焼結によるCr−Fe系焼結合金（Cr:89.2％,C:
0.02％,Si:1.5％，残部Fe）の平均結晶粒径と、その焼
結原料粉末として使用したCr−Fe合金粉末の平均粒子径
との関係を示している（焼結条件:1250℃×1200kgf/cm2
×2Hr）。同図から、焼結合金の結晶粒径は原料粉末の
粒径に依存すること、原料粉末を平均粒径約200μｍ以
上に粒度調整することにより、焼結合金に平均粒径50μ
ｍ以上の結晶粒組織を付与できることがわかる。
また、焼結合金の結晶粒度は、上記原料粉末の粒度調
整による方法に代え、焼結処理後、焼結温度より高い温
度、例えば1300〜1600℃での熱処理を行うことにより調
節することもできる。第３図は、前記と同じ熱間静水圧
加圧焼結により得られたCr−Fe系焼結合金の熱処理（但
し、処理時間は10Hr）による結晶粒度の変化を示してい
る。曲線（ａ）は、熱処理前の平均結晶粒径が10μｍの
焼結合金、曲線（ｂ）は、同50μｍの焼結合金の場合で
ある。曲線（ａ）のように、結晶粒径の微細な焼結合金
の場合にも熱処理により、その平均結晶粒径を50μｍ以
上とすることができ、また曲線（ｂ）に示されるよう
に、平均粒径50μｍ以上の焼結合金を更に大きい結晶粒
組織に改良することも容易である。
整による方法に代え、焼結処理後、焼結温度より高い温
度、例えば1300〜1600℃での熱処理を行うことにより調
節することもできる。第３図は、前記と同じ熱間静水圧
加圧焼結により得られたCr−Fe系焼結合金の熱処理（但
し、処理時間は10Hr）による結晶粒度の変化を示してい
る。曲線（ａ）は、熱処理前の平均結晶粒径が10μｍの
焼結合金、曲線（ｂ）は、同50μｍの焼結合金の場合で
ある。曲線（ａ）のように、結晶粒径の微細な焼結合金
の場合にも熱処理により、その平均結晶粒径を50μｍ以
上とすることができ、また曲線（ｂ）に示されるよう
に、平均粒径50μｍ以上の焼結合金を更に大きい結晶粒
組織に改良することも容易である。
本発明の耐熱合金からなる被加熱鋼材支持部材は、従
来の耐熱合金鋼製のそれに比べて卓抜した高温強度を有
し、また後記実施例に示したように高温耐酸化性にすぐ
れているので、高温操炉条件下に安定な使用が保証さ
れ、また従来の耐熱合金鋼の場合に比し、冷却水による
冷却作用を緩和することができる。その被加熱鋼材支持
部材は、必ずしもその全体を本発明の耐熱合金とする必
要はなく、第９図に示すスキッドボタンにおいては、被
加熱鋼材（Ｓ）と接触する頂部側（11）のみを本発明の
耐熱合金とし、その下側部分（12）は従来の耐熱合金鋼
としてもよい。また、スキッドパイプ（Ｐ）に対する取
付けは、溶接によるほか、例えば適当な耐熱合金鋼製固
定金具にスキッドボタンを抱持させて固定金具をスキッ
ドパイプに溶接するようにした取付け構造を採用しても
よい。このように耐熱合金鋼との組合せとする場合は、
必要に応じその耐熱合金鋼表面に不定形耐火物層を塗設
して炉内雰囲気との直接々触を遮断するようにすればよ
い。
来の耐熱合金鋼製のそれに比べて卓抜した高温強度を有
し、また後記実施例に示したように高温耐酸化性にすぐ
れているので、高温操炉条件下に安定な使用が保証さ
れ、また従来の耐熱合金鋼の場合に比し、冷却水による
冷却作用を緩和することができる。その被加熱鋼材支持
部材は、必ずしもその全体を本発明の耐熱合金とする必
要はなく、第９図に示すスキッドボタンにおいては、被
加熱鋼材（Ｓ）と接触する頂部側（11）のみを本発明の
耐熱合金とし、その下側部分（12）は従来の耐熱合金鋼
としてもよい。また、スキッドパイプ（Ｐ）に対する取
付けは、溶接によるほか、例えば適当な耐熱合金鋼製固
定金具にスキッドボタンを抱持させて固定金具をスキッ
ドパイプに溶接するようにした取付け構造を採用しても
よい。このように耐熱合金鋼との組合せとする場合は、
必要に応じその耐熱合金鋼表面に不定形耐火物層を塗設
して炉内雰囲気との直接々触を遮断するようにすればよ
い。
〔Ｉ〕供試材の製造 粒度調整および成分調整されたCr−Fe合金粉末を軟鋼
製カプセルに充填し、脱気密封したうえ、熱間静水圧加
圧焼結に付し円柱状焼結合金ブロック（φ60×90,m
m）を得、必要に応じ結晶粒調整のための熱処理を施し
た。
製カプセルに充填し、脱気密封したうえ、熱間静水圧加
圧焼結に付し円柱状焼結合金ブロック（φ60×90,m
m）を得、必要に応じ結晶粒調整のための熱処理を施し
た。
合金の化学組成： Cr89.2％,C0.02％,Si1.5％,Fe Bal。
焼結処理： 焼結温度1250℃，加圧力1200kgf/cm2,保持時間2Hr。
結晶粒調整熱処理： 熱処理炉（大気雰囲気）中、所定温度に10時間保持。
〔II〕高温圧縮試験 供試焼結体ブロックから円柱状試験片（φ30×50,m
m）を切出し、高温炉中、第８図〔Ｉ〕に示すように固
定台（１）上に試験片（TP）を直立固定し、上方のラム
（２）の昇降動により試験片（TP）に圧縮荷重0.5kgf/m
m2を反復負荷する。
m）を切出し、高温炉中、第８図〔Ｉ〕に示すように固
定台（１）上に試験片（TP）を直立固定し、上方のラム
（２）の昇降動により試験片（TP）に圧縮荷重0.5kgf/m
m2を反復負荷する。
試験温度:1350℃ 荷重反復パターン：圧縮荷重0.5kgf/mm2の４秒間負荷、
無負荷４秒間、および荷重負荷と無負荷との間の移行時
間各々２秒、計12秒を１周期とし、10000サイクル反復
実施（第８図〔II〕参照）。
無負荷４秒間、および荷重負荷と無負荷との間の移行時
間各々２秒、計12秒を１周期とし、10000サイクル反復
実施（第８図〔II〕参照）。
圧縮変形量の測定： 試験片の試験前の長さ（L0）と試験後の長さ（Ｌ）と
から、圧縮変形量Ｄ（％）を下式により求める。
から、圧縮変形量Ｄ（％）を下式により求める。
圧縮変形量Ｄ（％）＝（L0−Ｌ）/L0×100 〔III〕高温酸化試験 供試焼結体ブロックから試験片（φ８×40,mm）を
切出し、加熱炉（大気雰囲気）中、所定温度に100時間
保持。試験後、試験片表面のスケールをアルカリ溶液お
よび酸溶液で除去し、その前後の試験片重量の変化から
酸化減量（g/m2hr）を求める。
切出し、加熱炉（大気雰囲気）中、所定温度に100時間
保持。試験後、試験片表面のスケールをアルカリ溶液お
よび酸溶液で除去し、その前後の試験片重量の変化から
酸化減量（g/m2hr）を求める。
第１表に上記供試材の製造条件および試験結果を示
す。表中、No.1〜３は発明例、No.4および５は比較例で
ある。比較例No.4は、発明例と同じCr−Fe系合金の熱間
静水圧加圧焼結体であるが、本発明の規定する粗粒結晶
組織を有しない例であり、No.5は、従来の代表的なスキ
ッドボタン材料である高Co合金鋼の鋳造体ブロック（C
r:27.1％,Ni:19.8％,Co:40.4％,Fe:Bal）を比較のため
に示したものであり、その圧縮変形量Ｄ（％）および酸
化減量（g/m2hr）測定方法は前記と同じである。
す。表中、No.1〜３は発明例、No.4および５は比較例で
ある。比較例No.4は、発明例と同じCr−Fe系合金の熱間
静水圧加圧焼結体であるが、本発明の規定する粗粒結晶
組織を有しない例であり、No.5は、従来の代表的なスキ
ッドボタン材料である高Co合金鋼の鋳造体ブロック（C
r:27.1％,Ni:19.8％,Co:40.4％,Fe:Bal）を比較のため
に示したものであり、その圧縮変形量Ｄ（％）および酸
化減量（g/m2hr）測定方法は前記と同じである。
第４図は、発明例No.2（焼結合金，平均結晶粒径50μ
ｍ）と、従来の高Co合金鋼鋳造材であるNo.5とについ
て、高温圧縮試験における圧縮荷重（0.5kgf/mm2）の反
復回数と圧縮変形量Ｄ（％）の変化を、また第５図は、
No.2とNo.5とについて、高温酸化試験における試験温度
と酸化減量（g/m2hr）の変化（試験時間はいずれも10時
間）を示したグラフである。各図とも、曲線（イ）はN
o.2、曲線（ロ）はNo.5の測定結果を表している。
ｍ）と、従来の高Co合金鋼鋳造材であるNo.5とについ
て、高温圧縮試験における圧縮荷重（0.5kgf/mm2）の反
復回数と圧縮変形量Ｄ（％）の変化を、また第５図は、
No.2とNo.5とについて、高温酸化試験における試験温度
と酸化減量（g/m2hr）の変化（試験時間はいずれも10時
間）を示したグラフである。各図とも、曲線（イ）はN
o.2、曲線（ロ）はNo.5の測定結果を表している。
なお、第６図は、No.2（焼結合金，平均結晶粒径50μ
ｍ）、第７図はNo.4（焼結合金，平均結晶粒径15μ
ｍ）、のそれぞれのミクロ組織（倍率：いずれも50倍）
を示す。
ｍ）、第７図はNo.4（焼結合金，平均結晶粒径15μ
ｍ）、のそれぞれのミクロ組織（倍率：いずれも50倍）
を示す。
上記試験結果から本発明の耐熱合金は、卓抜した高温
強度および耐酸化性を備え，従来の耐熱合金に比べて歴
然たる差異を有していることがわかる。
強度および耐酸化性を備え，従来の耐熱合金に比べて歴
然たる差異を有していることがわかる。
〔発明の効果〕 本発明の耐熱合金は、従来の被加熱鋼材支持部材とし
て使用されてきた耐熱合金鋼では得られない卓抜した高
温強度および耐酸化性を備えており、近時の高温操炉条
件下における被加熱鋼材支持部材の耐久性の向上・メン
テナンスの軽減およびそれに伴う操炉効率の向上に大き
く付与するものである。また、そのすぐれた高温材料特
性により、冷却水による強制冷却の緩和が可能となり、
被加熱鋼材のスキッドマークの軽減・均一加熱性の向
上、および炉内熱損失の減少・省エネルギ化等にも寄与
するものである。
て使用されてきた耐熱合金鋼では得られない卓抜した高
温強度および耐酸化性を備えており、近時の高温操炉条
件下における被加熱鋼材支持部材の耐久性の向上・メン
テナンスの軽減およびそれに伴う操炉効率の向上に大き
く付与するものである。また、そのすぐれた高温材料特
性により、冷却水による強制冷却の緩和が可能となり、
被加熱鋼材のスキッドマークの軽減・均一加熱性の向
上、および炉内熱損失の減少・省エネルギ化等にも寄与
するものである。
第１図は本発明耐熱合金の結晶粒度と高温圧縮変形抵抗
性との関係を示すグラフ、第２図は焼結法による本発明
耐熱合金の結晶粒度と焼結原料粉末粒度の関係を示すグ
ラフ、第３図は本発明耐熱合金の熱処理による結晶粒度
の変化を示すグラフ、第４図は高温圧縮変形試験におけ
る荷重反復回数と圧縮変形量の変化を示すグラフ、第５
図は高温酸化試験における加熱温度と酸化減量の関係を
示すグラフ、第６図および第７図は実施例関係の耐熱合
金の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率：×5
0）、第８図〔Ｉ〕は高温圧縮変形試験要領説明図、同
図〔II〕は高温圧縮変形試験における荷重反復サイクル
説明図、第９図はスキッドボタンを模式的に示す断面図
である。
性との関係を示すグラフ、第２図は焼結法による本発明
耐熱合金の結晶粒度と焼結原料粉末粒度の関係を示すグ
ラフ、第３図は本発明耐熱合金の熱処理による結晶粒度
の変化を示すグラフ、第４図は高温圧縮変形試験におけ
る荷重反復回数と圧縮変形量の変化を示すグラフ、第５
図は高温酸化試験における加熱温度と酸化減量の関係を
示すグラフ、第６図および第７図は実施例関係の耐熱合
金の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率：×5
0）、第８図〔Ｉ〕は高温圧縮変形試験要領説明図、同
図〔II〕は高温圧縮変形試験における荷重反復サイクル
説明図、第９図はスキッドボタンを模式的に示す断面図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 篠崎 斌 大阪府枚方市中宮大池１丁目１番１号 久保田鉄工株式会社枚方製造所内 (72)発明者 蘭 裕幸 大阪府枚方市中宮大池１丁目１番１号 久保田鉄工株式会社枚方製造所内 (56)参考文献 特開 昭53−29214（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−154551（ＪＰ，Ａ) 特公 昭52−48090（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭52−4248（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭52−4249（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (4)
- 【請求項１】Cr60％以上を含有し、Ｃは0.8％以下、Si
は５％以下の混在が許容され、残部は実質的にFeである
化学組成を有し、融点1600℃以上、平均結晶粒径50μｍ
以上である熱間静水圧加圧焼結体であることを特徴とす
る加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金。 - 【請求項２】Cr60％以上、及びW10％以下、Mo10％以
下、Nb10％以下、Ta10％以下、Hf10％以下、Co10％以
下、Ni10％以下、Ti10％以下、希土類元素10％以下、Al
10％以下、V10％以下もしくはMn10％以下の群より選ば
れる１種ないし２種以上の元素を含有し、Ｃは0.8％以
下、Siは５％以下の混在が許容され、残部は実質的にFe
である化学組成を有し、融点1600℃以上、平均結晶粒径
50μｍ以上である熱間静水圧加圧焼結体であることを特
徴とする加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金。 - 【請求項３】所定の化学組成を有し、平均粒径200μｍ
以上である粉末粒度を有する金属粉末を焼結原料として
熱間静水圧加圧焼結処理することを特徴とする請求項１
または請求項２に記載の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用
耐熱合金の製造方法。 - 【請求項４】所定の化学組成に調整された金属粉末を焼
結原料として熱間静水圧加圧焼結処理に付し、ついでそ
の焼結体に、焼結温度より高い温度に加熱保持する粗粒
化熱処理を施すことを特徴とする請求項１または請求項
２に記載の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金の製
造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1300091A JP2607157B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 加熱炉内の被加熱鋼材支持部材用耐熱合金 |
| AU63296/90A AU632166B2 (en) | 1989-11-17 | 1990-09-27 | Heat-resistant materials |
| EP90118741A EP0429796B1 (en) | 1989-11-17 | 1990-09-28 | Heat-resistant materials |
| DE69024179T DE69024179T2 (de) | 1989-11-17 | 1990-09-28 | Hitzebeständige Werkstoffe |
| KR1019900015704A KR0134182B1 (ko) | 1989-11-17 | 1990-09-29 | 내열재료 |
| US07/941,882 US5288228A (en) | 1989-11-17 | 1992-09-08 | Heat-resistant materials |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1300091A JP2607157B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 加熱炉内の被加熱鋼材支持部材用耐熱合金 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03162545A JPH03162545A (ja) | 1991-07-12 |
| JP2607157B2 true JP2607157B2 (ja) | 1997-05-07 |
Family
ID=17880601
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP (1) | JP2607157B2 (ja) |
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| JP2571641Y2 (ja) * | 1991-09-20 | 1998-05-18 | 株式会社クボタ | 加熱炉用スキツドボタン |
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| JPH05271840A (ja) * | 1992-03-27 | 1993-10-19 | Kobe Steel Ltd | 超高温耐熱部材用Ｃｒ基合金 |
| JPH062066A (ja) * | 1992-06-15 | 1994-01-11 | Kubota Corp | 加熱炉内支持面部材用耐熱合金 |
| JPH062065A (ja) * | 1992-06-15 | 1994-01-11 | Kubota Corp | 加熱炉内支持面部材用耐熱合金 |
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| KR100396368B1 (ko) * | 2001-04-17 | 2003-09-03 | 부공산업 주식회사 | 고온강도와 고온내산화성이 우수한 초내열합금 |
| JP4061407B2 (ja) * | 2003-10-10 | 2008-03-19 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 耐熱部品用クロム合金 |
| KR101030222B1 (ko) * | 2010-11-18 | 2011-04-22 | 부공산업 주식회사 | 내식성이 우수한 스키드레일용 초내열합금 |
| CN108546860A (zh) * | 2018-04-27 | 2018-09-18 | 苏州弗士曼精密机械有限公司 | 一种高温抗氧化性不锈钢金属 |
| KR102365404B1 (ko) * | 2019-12-04 | 2022-02-21 | (주)영신특수강 | 로부품용 고크롬 내열합금 및 그 제조방법 |
| CN113621842A (zh) * | 2021-08-05 | 2021-11-09 | 烟台百思特炉管厂 | 一种轧钢加热炉加热段垫块材料的生产工艺 |
| CN115323234B (zh) * | 2022-08-09 | 2023-08-01 | 东睦新材料集团股份有限公司 | 一种无磁低膨胀铬基合金材料的制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1357550A (en) * | 1919-08-25 | 1920-11-02 | Frank A Fahrenward | Chemical ware or technical apparatus and alloys for making same |
| US2780545A (en) * | 1954-02-03 | 1957-02-05 | Battelle Development Corp | High-temperature alloy |
| US3017265A (en) * | 1959-09-25 | 1962-01-16 | Gen Electric | Oxidation resistant iron-chromium alloy |
| DE1608116A1 (de) * | 1967-12-14 | 1970-12-10 | Schmid Geb Reiniger Dipl Ing S | Legierungen auf Chrombasis fuer Elektroden,insbesondere Zuendkerzenelektroden |
| DE2221220C3 (de) * | 1971-05-12 | 1974-01-17 | Gebrueder Sulzer Ag, Winterthur (Schweiz) | Verwendung einer Chrom-Basis-Legierung als Kokillenwerkstoff |
| US4011941A (en) * | 1975-04-28 | 1977-03-15 | Warner-Lambert Company | Contact lens capsule |
| JPS524248A (en) * | 1975-06-27 | 1977-01-13 | Dainippon Toryo Co Ltd | Liquid crystal glasses |
| JPS5248090A (en) * | 1975-10-14 | 1977-04-16 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Method of manufacturing a connector |
| JPS5930781B2 (ja) * | 1976-08-31 | 1984-07-28 | 財団法人特殊無機材料研究所 | シリコンカ−バイド繊維強化クロム基高強度耐熱耐食合金複合材料およびその製造方法 |
| JPS58107632A (ja) * | 1981-12-22 | 1983-06-27 | Tohoku Tokushuko Kk | 電子ビ−ム描画装置用材料 |
-
1989
- 1989-11-17 JP JP1300091A patent/JP2607157B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1990
- 1990-09-27 AU AU63296/90A patent/AU632166B2/en not_active Expired
- 1990-09-28 DE DE69024179T patent/DE69024179T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1990-09-28 EP EP90118741A patent/EP0429796B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-09-29 KR KR1019900015704A patent/KR0134182B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| DE69024179D1 (de) | 1996-01-25 |
| AU632166B2 (en) | 1992-12-17 |
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| KR910009945A (ko) | 1991-06-28 |
| KR0134182B1 (ko) | 1998-06-15 |
| DE69024179T2 (de) | 1996-08-01 |
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