JP2692340B2 - 酸化物分散強化型フェライト鋼 - Google Patents
酸化物分散強化型フェライト鋼Info
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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、酸化物分散強化型フェライト鋼、特に機械
的合金化により微細酸化物の平均粒径を制御することに
より、押出加工等の強加工を行っても変形集合組織が発
達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）の650℃×103
hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、このときの直
角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以上である酸化
物分散強化型フェライト鋼に関する。かかる鋼は、押出
製品とした場合にもクリープ破断強度の異方性が小さ
く、加熱炉、ボイラ、内燃機関、タービン等、高温下で
使用される材料として有望である。
的合金化により微細酸化物の平均粒径を制御することに
より、押出加工等の強加工を行っても変形集合組織が発
達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）の650℃×103
hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、このときの直
角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以上である酸化
物分散強化型フェライト鋼に関する。かかる鋼は、押出
製品とした場合にもクリープ破断強度の異方性が小さ
く、加熱炉、ボイラ、内燃機関、タービン等、高温下で
使用される材料として有望である。
（従来の技術） 近年、技術が高度化し厳しい使用条件での仕様が求め
られるに伴って益々高温に耐え、しかもすぐれた耐食性
を具備した材料への要求が高まっている。こうした要求
に答える材料の一つとして有望視されている合金は、分
散強化型合金である。この分散強化型合金、とりわけ酸
化物分散強化型合金は、マトリックス中に微細な不活性
粒子が均一分散された材料であり、マトリックス合金の
融点に近い温度まで有用な強度を示し得る。
られるに伴って益々高温に耐え、しかもすぐれた耐食性
を具備した材料への要求が高まっている。こうした要求
に答える材料の一つとして有望視されている合金は、分
散強化型合金である。この分散強化型合金、とりわけ酸
化物分散強化型合金は、マトリックス中に微細な不活性
粒子が均一分散された材料であり、マトリックス合金の
融点に近い温度まで有用な強度を示し得る。
分散強化型合金の最も一般的な製造方法は、金属粉末
と硬質微粒子（酸化物、炭化物、窒化物等）を高エネル
ギーボールミル中で強力に粉砕混合する機械的合金化法
である。このような合金化プロセスは、特公昭50−3763
1号公報にすでに開示される。
と硬質微粒子（酸化物、炭化物、窒化物等）を高エネル
ギーボールミル中で強力に粉砕混合する機械的合金化法
である。このような合金化プロセスは、特公昭50−3763
1号公報にすでに開示される。
次いで、このように機械的合金化法によって製造され
た分散強化型合金粉末は、鋼製のカプセルに真空封入さ
れ焼結されるが、構成部材を製造するに際しては、さら
に焼結後あるいは焼結と同時に行われる押出、圧延等の
加工工程が不可欠である。
た分散強化型合金粉末は、鋼製のカプセルに真空封入さ
れ焼結されるが、構成部材を製造するに際しては、さら
に焼結後あるいは焼結と同時に行われる押出、圧延等の
加工工程が不可欠である。
しかし、一般に金属材料が加工に際して大きな歪を受
けるとき、その材料には「変形集合組織」が生ずる。す
なわち、材料の結晶粒は特定の結晶学的方位が加工方向
に平行に整列するように配向される。このような変形集
合組織は、通常、その後の加工や熱処理によって軽減さ
れ得るが、材料がランダムな結晶配向を完全に回復する
ことはめったにない。とりわけ酸化物分散強化型合金
は、再結晶温度が非常に高く、1100℃以上になることも
あるため、通常の熱処理により変形集合組織を元に回復
させることは非常に難しい。
けるとき、その材料には「変形集合組織」が生ずる。す
なわち、材料の結晶粒は特定の結晶学的方位が加工方向
に平行に整列するように配向される。このような変形集
合組織は、通常、その後の加工や熱処理によって軽減さ
れ得るが、材料がランダムな結晶配向を完全に回復する
ことはめったにない。とりわけ酸化物分散強化型合金
は、再結晶温度が非常に高く、1100℃以上になることも
あるため、通常の熱処理により変形集合組織を元に回復
させることは非常に難しい。
ここに、結晶配向は材料の物理的性質の方向性に影響
を与えることから、高温度で変形応力を受ける状況下で
使用される材料であってこのような組織を持つ材料で
は、加工方向に垂直な方向の強度、特にクリープ破断強
度が、加工方向から予想される強度よりも著しく劣ると
いう問題（これをクリープ破断強度の異方性と呼ぶこと
とする）が予想され、このような異方性を持たない酸化
物分散強化型合金を開発する必要がある。
を与えることから、高温度で変形応力を受ける状況下で
使用される材料であってこのような組織を持つ材料で
は、加工方向に垂直な方向の強度、特にクリープ破断強
度が、加工方向から予想される強度よりも著しく劣ると
いう問題（これをクリープ破断強度の異方性と呼ぶこと
とする）が予想され、このような異方性を持たない酸化
物分散強化型合金を開発する必要がある。
ところで、このような酸化物分散強化型合金のうち酸
化物分散強化型フェライト鋼としては、特公昭60−8296
号公報、特開昭63−50448号公報、特開昭63−186853号
公報に見られるが、強加工時に見られる変形集合組織に
対する注意が払われておらず、クリープ破断強度の著し
い異方性を示す成分（Ti）あるいは強度の低下を招く成
分（Si,Al）が多量に含まれる。
化物分散強化型フェライト鋼としては、特公昭60−8296
号公報、特開昭63−50448号公報、特開昭63−186853号
公報に見られるが、強加工時に見られる変形集合組織に
対する注意が払われておらず、クリープ破断強度の著し
い異方性を示す成分（Ti）あるいは強度の低下を招く成
分（Si,Al）が多量に含まれる。
例えば、特公昭60−8296号公報に開示される鋼では強
度重視のため、Mo、TiおよびY2O3がそれぞれ２％までと
添加量が多く、特にTiは実施例で0.5％超と多く、むし
ろ異方性が助長されると考えられる。また、SiがTiと同
じ作用を有するとして２％までの配合が許容されると述
べているが、本発明者らの研究ではそのような作用は見
いだされず、むしろSiの積極的配合は機械的合金化を阻
害し、分散粒子径を増大させ強度を低下させることが判
明した。
度重視のため、Mo、TiおよびY2O3がそれぞれ２％までと
添加量が多く、特にTiは実施例で0.5％超と多く、むし
ろ異方性が助長されると考えられる。また、SiがTiと同
じ作用を有するとして２％までの配合が許容されると述
べているが、本発明者らの研究ではそのような作用は見
いだされず、むしろSiの積極的配合は機械的合金化を阻
害し、分散粒子径を増大させ強度を低下させることが判
明した。
特開昭63−50448号公報では耐酸化性と耐食性向上の
ために５〜6.25％のAlを必須成分として含有するととも
に、酸化物分散粒子を比較的多量に配合されている鋼が
開示されている。酸化物分散粒子の配合量が比較的多
く、しかもAlがかなり多量に必須成分として含有されて
いることから、分散粒子径を増大させ所望の強度が得ら
れない。
ために５〜6.25％のAlを必須成分として含有するととも
に、酸化物分散粒子を比較的多量に配合されている鋼が
開示されている。酸化物分散粒子の配合量が比較的多
く、しかもAlがかなり多量に必須成分として含有されて
いることから、分散粒子径を増大させ所望の強度が得ら
れない。
特開昭63−186853号公報では、強度向上のために0.5
〜3.0％のＷ必須含有のAl、Ti非含有鋼が開示され、か
つY2O3が５％まで許容され、比較的添加量が多く、この
場合にあってもクリープ破断強度の異方性が助長され
る。またTiが必須でなく、Siも１％まで（実施例:0.11
〜0.92％）と多いため十分な強度が得られない恐れがあ
る。
〜3.0％のＷ必須含有のAl、Ti非含有鋼が開示され、か
つY2O3が５％まで許容され、比較的添加量が多く、この
場合にあってもクリープ破断強度の異方性が助長され
る。またTiが必須でなく、Siも１％まで（実施例:0.11
〜0.92％）と多いため十分な強度が得られない恐れがあ
る。
（発明が解決しようとする課題） かくして、本発明の目的は、強加工時にあっても変形
集合組織の発達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）
の650℃×103hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、
このときの直角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以
上である酸化物分散強化型フェライト鋼を提供すること
である。
集合組織の発達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）
の650℃×103hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、
このときの直角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以
上である酸化物分散強化型フェライト鋼を提供すること
である。
（課題を解決するための手段） 上記目的を達成するため、本発明者らは、分散強化型
合金の高温強度の異方性に及ぼす集合組織の影響につい
て鋭意研究を重ねた。
合金の高温強度の異方性に及ぼす集合組織の影響につい
て鋭意研究を重ねた。
第１図は、INCO社のMA957鋼（公称成分:Fe−14Cr−1T
i−0.3Mo−0.25Y2O3）の、a:一方向に加工度70％で圧延
した後、さらにその直角方向に加工度50％で圧延したク
ロス圧延材、b:押出材（押出比＝５）、c:押出材（押出
比＝15）について、長手方向（Ｌ）とその直角方向
（Ｔ）の650℃×1000hクリープ破断強度と〈110〉方位
の応力軸への集積度との関係を調べたものである。
i−0.3Mo−0.25Y2O3）の、a:一方向に加工度70％で圧延
した後、さらにその直角方向に加工度50％で圧延したク
ロス圧延材、b:押出材（押出比＝５）、c:押出材（押出
比＝15）について、長手方向（Ｌ）とその直角方向
（Ｔ）の650℃×1000hクリープ破断強度と〈110〉方位
の応力軸への集積度との関係を調べたものである。
図中、波線で示すごとく酸化物分散強化型フェライト
鋼は、応力軸に〈110〉方位を集積させると強度が増加
することが判明した。しかし、その直角方向（Ｔ）の
〈110〉方位の集積度が小さいとクリープ破断強度の異
方性が顕著となる。例えば、第１図の押出材（Ｃ）の場
合、Ｌ方向の積分強度は17で、クリープ破断強度が31kg
f/mm2以上を示しているのに対して、Ｔ方向の積分強度
は0.3で、クリープ破断強度も11kgf/mm2程度しかなく、
強度差が約20kgf/mm2もあり、その割合（T/L）は35％で
ある。
鋼は、応力軸に〈110〉方位を集積させると強度が増加
することが判明した。しかし、その直角方向（Ｔ）の
〈110〉方位の集積度が小さいとクリープ破断強度の異
方性が顕著となる。例えば、第１図の押出材（Ｃ）の場
合、Ｌ方向の積分強度は17で、クリープ破断強度が31kg
f/mm2以上を示しているのに対して、Ｔ方向の積分強度
は0.3で、クリープ破断強度も11kgf/mm2程度しかなく、
強度差が約20kgf/mm2もあり、その割合（T/L）は35％で
ある。
ここで、「集積する」とは、ある結晶方位のＸ線積分
強度を供試材の応力軸に沿って測定したとき（Ｉ）に、
粉末試料のような無秩序サンプルから得られるもの（I
o）の５倍を越える軸密度（I/Io）を持つことを意味す
る。
強度を供試材の応力軸に沿って測定したとき（Ｉ）に、
粉末試料のような無秩序サンプルから得られるもの（I
o）の５倍を越える軸密度（I/Io）を持つことを意味す
る。
本発明者らは、以上のような知見に基づき、クリープ
強度の異方性と変形集合組織との相関に着目して、スピ
ニング加工仕上を行うことによって不利な変形集合組織
を減少させクリープ破断強度の異方性を減少さえる加工
法を提案し（特願平１−284294号）、さらに直角方向に
も〈110〉方位を発達させることによりクリープ破断強
度の異方性を減少させる加工法を提案した（特願平２−
37687号）。
強度の異方性と変形集合組織との相関に着目して、スピ
ニング加工仕上を行うことによって不利な変形集合組織
を減少させクリープ破断強度の異方性を減少さえる加工
法を提案し（特願平１−284294号）、さらに直角方向に
も〈110〉方位を発達させることによりクリープ破断強
度の異方性を減少させる加工法を提案した（特願平２−
37687号）。
そこで、今度は本発明者らは、同じく前述の目的達成
のために化学成分の分散粒子径と変形集合組織に及ぼす
影響について検討した。その結果、機械的合金化後の酸
化物分散粒子の平均粒径が80Åより小さいか、過剰量の
Tiが存在すると押出加工時に結晶の回転および転位なら
びに粒界の移動を拘束し、変形集合組織を助長し、また
分散粒子の平均粒径が150Åより大きいと所望の強度が
得られないことが判明した。そこで分散酸化物粒子の配
合量を0.1〜0.4％に制限するとともに、0.01〜0.05％の
Ｃおよび0.02％以下のSiの存在下でTi、必要によりさら
にAlを少量配合することにより分散酸化物（Y2O3の複合
酸化物）の平均粒子径の制御を図ることができ、それに
より例えば押出加工材の任意の方向に対して〈110〉方
位のＸ線積分強度が0.8〜５となり、所望の強度を有
し、かつクリープ破断強度の異方性が非常に小さい酸化
物分散強化型鋼が得られることを知り本発明を完成し
た。
のために化学成分の分散粒子径と変形集合組織に及ぼす
影響について検討した。その結果、機械的合金化後の酸
化物分散粒子の平均粒径が80Åより小さいか、過剰量の
Tiが存在すると押出加工時に結晶の回転および転位なら
びに粒界の移動を拘束し、変形集合組織を助長し、また
分散粒子の平均粒径が150Åより大きいと所望の強度が
得られないことが判明した。そこで分散酸化物粒子の配
合量を0.1〜0.4％に制限するとともに、0.01〜0.05％の
Ｃおよび0.02％以下のSiの存在下でTi、必要によりさら
にAlを少量配合することにより分散酸化物（Y2O3の複合
酸化物）の平均粒子径の制御を図ることができ、それに
より例えば押出加工材の任意の方向に対して〈110〉方
位のＸ線積分強度が0.8〜５となり、所望の強度を有
し、かつクリープ破断強度の異方性が非常に小さい酸化
物分散強化型鋼が得られることを知り本発明を完成し
た。
すなわち、本発明の要旨とするところは、 重量％で C:0.01〜0.05％、Si:0.02％以下、 Cr:3〜25％、Ti:0.1〜0.5％、 Y2O3:0.1〜0.4％、さらに必要によりAl:2〜４％を含
み、 残部がFeおよび不可避不純物 からなり、機械的合金化後の分散粒子の平均粒径が80〜
150Åであることを特徴とする変形集合組織の発達しに
くい酸化物分散強化型フェライト鋼である。
み、 残部がFeおよび不可避不純物 からなり、機械的合金化後の分散粒子の平均粒径が80〜
150Åであることを特徴とする変形集合組織の発達しに
くい酸化物分散強化型フェライト鋼である。
（作用） 次に、合金成分の限定理由について述べるが、以下の
説明にあって特にことわりがなければ、「％」は重量％
である。
説明にあって特にことわりがなければ、「％」は重量％
である。
本発明の特徴は、機械的合金化後の分散粒子径に及ぼ
す各元素の役割を明らかにし、さらに引続き行われる押
出工程後の変形集合組織に及ぼす影響から成分限定を行
った。
す各元素の役割を明らかにし、さらに引続き行われる押
出工程後の変形集合組織に及ぼす影響から成分限定を行
った。
Si:Siを添加すると、機械的合金化時にボールミル内
面への金属粉の付着が起こり機械的合金化を著しく阻害
し、分散粒子の微細化を妨げ、その粒径が150Å以下と
ならず強度が低下する。このため、0.02％以下とする。
特に本発明では、強度改善寄与の大きいTi含有量を、特
にクリープ破断強度の異方性改善の観点から制限してい
るためSi含有量を0.02％以下に制限することは重要であ
る。
面への金属粉の付着が起こり機械的合金化を著しく阻害
し、分散粒子の微細化を妨げ、その粒径が150Å以下と
ならず強度が低下する。このため、0.02％以下とする。
特に本発明では、強度改善寄与の大きいTi含有量を、特
にクリープ破断強度の異方性改善の観点から制限してい
るためSi含有量を0.02％以下に制限することは重要であ
る。
Cr:耐酸化性の点から用途に応じた量だけ添加される
が、３％未満では不十分で、25％を越えると延性、靱性
が劣化する。
が、３％未満では不十分で、25％を越えると延性、靱性
が劣化する。
Ti:機械的合金化工程において、Y2O3と作用しY2Ti2O7
等の複合酸化物を形成しながら微細分散粒子となり、高
温強度の改善に寄与する。0.1％未満では不十分で、１
％程度までの添加が強度改善には寄与するが、過剰なTi
および80Åより小さい分散粒子は変形時の結晶の回転お
よび転位ならびに粒界の移動を拘束し、変形集合組織の
生成を助長するため、0.5％以下とした。
等の複合酸化物を形成しながら微細分散粒子となり、高
温強度の改善に寄与する。0.1％未満では不十分で、１
％程度までの添加が強度改善には寄与するが、過剰なTi
および80Åより小さい分散粒子は変形時の結晶の回転お
よび転位ならびに粒界の移動を拘束し、変形集合組織の
生成を助長するため、0.5％以下とした。
C:上記Tiの効果を更に一層高めるために添加される。
Ti含有鋼の機械的合金化工程において、Tiに作用しY2O3
の微細化に寄与し強度を改善する。この作用はまだ完全
には理解されていないが、TiCおよび複合酸化物の形成
にある種の平衡関係があるためと考えられる。特に本発
明では、強度改善に大きい影響を有するTi含有量を、前
述のように変形集合組織の生成を抑制するために制限し
ていることから、この効果が重要であるが、0.01％未満
では不十分で、一方、0.05％超となるとCr炭化物のよう
な不要な炭化物を生成し、靱性、耐食性を劣化させる。
したがって、Ｃは0.01〜0.05％に制限する。
Ti含有鋼の機械的合金化工程において、Tiに作用しY2O3
の微細化に寄与し強度を改善する。この作用はまだ完全
には理解されていないが、TiCおよび複合酸化物の形成
にある種の平衡関係があるためと考えられる。特に本発
明では、強度改善に大きい影響を有するTi含有量を、前
述のように変形集合組織の生成を抑制するために制限し
ていることから、この効果が重要であるが、0.01％未満
では不十分で、一方、0.05％超となるとCr炭化物のよう
な不要な炭化物を生成し、靱性、耐食性を劣化させる。
したがって、Ｃは0.01〜0.05％に制限する。
Y2O3：機械的合金化により微細分散し強度改善に寄与
する。TiやAlが存在すると機械的合金化に際して、Y2Ti
2O7、Y2Al2O6等の複合酸化物を形成し、微細化する。0.
1％未満では不十分で、0.4％を超えると延性が劣化し加
工性が低下するとともに、過剰な量の分散粒子が存在す
ると変形時に結晶の回転および転位ならびに粒界の移動
を拘束し、変形集合組織を助長する。本発明では微細分
散した粒子の平均粒径は、機械的合金化後に80〜150Å
である。
する。TiやAlが存在すると機械的合金化に際して、Y2Ti
2O7、Y2Al2O6等の複合酸化物を形成し、微細化する。0.
1％未満では不十分で、0.4％を超えると延性が劣化し加
工性が低下するとともに、過剰な量の分散粒子が存在す
ると変形時に結晶の回転および転位ならびに粒界の移動
を拘束し、変形集合組織を助長する。本発明では微細分
散した粒子の平均粒径は、機械的合金化後に80〜150Å
である。
なお、入手可能なY2O3の配合時の粒径は通常150〜800
Åのものである。
Åのものである。
Al:耐食性を高めるため、必要に応じて添加する。ま
た、Feに対する固溶量が大きいため機械的合金化を促進
する効果もある。Alは添加する場合、２％未満では不十
分で、４％を超えるとマトリックスの高温強度を低下さ
せ、また分散粒子径を増大させる。その結果得られた酸
化物分散強化型鋼の高温強度も低下する。次いで、この
ようにして配合された原料粉末は機械的合金化処理を受
けるが、そのときの操作、条件は慣用のものであってよ
い。また、機械的合金化によって得られた粉末は、その
後、適宜加工手段、一般には熱間押出し、あるいは熱間
圧延によって焼結成形が行われるが、本発明にあっては
そのときの操作、条件も特に制限されず、慣用のもので
あればよい。しかし、本発明によれば、例えば押出比＝
15という強加工を行っても変形集合組織はみられない。
た、Feに対する固溶量が大きいため機械的合金化を促進
する効果もある。Alは添加する場合、２％未満では不十
分で、４％を超えるとマトリックスの高温強度を低下さ
せ、また分散粒子径を増大させる。その結果得られた酸
化物分散強化型鋼の高温強度も低下する。次いで、この
ようにして配合された原料粉末は機械的合金化処理を受
けるが、そのときの操作、条件は慣用のものであってよ
い。また、機械的合金化によって得られた粉末は、その
後、適宜加工手段、一般には熱間押出し、あるいは熱間
圧延によって焼結成形が行われるが、本発明にあっては
そのときの操作、条件も特に制限されず、慣用のもので
あればよい。しかし、本発明によれば、例えば押出比＝
15という強加工を行っても変形集合組織はみられない。
次に、本発明をその実施例によって説明する。
実施例 平均粉末粒径が200μｍ以下の元素粉あるいはガスア
トマイズ合金粉と平均粒径300ÅのY2O3微粉末を目的組
成に調合し、高エネルギーボールミル（アトライター）
中に装荷し、Ar雰囲気中で攪拌混合し機械的合金化を行
った。アトライターの回転数は200rpm、攪拌時間は48h
であった。得られた合金粉末をステンレス鋼製のカプセ
ルに真空封入し、1100℃にて押出比８で熱間押出し、30
mmφ×1000mmlの押出棒を作製した。これに1000℃×1h
→空冷の歪取り焼鈍を施し供試材とした。第２図に示す
ように、押出棒の押出方向（Ｌ）および直径方向（Ｔ）
から、平行部が5mmφ×10mmlの試験片を切り出し、650
℃クリープ破断強度を行った。また、それぞれの応力軸
の〈110〉Ｘ線積分強度を測定した。またさらに、分散
粒子の平均粒径は、機械的合金化後の粉末から抽出レプ
リカを採取して測定した。
トマイズ合金粉と平均粒径300ÅのY2O3微粉末を目的組
成に調合し、高エネルギーボールミル（アトライター）
中に装荷し、Ar雰囲気中で攪拌混合し機械的合金化を行
った。アトライターの回転数は200rpm、攪拌時間は48h
であった。得られた合金粉末をステンレス鋼製のカプセ
ルに真空封入し、1100℃にて押出比８で熱間押出し、30
mmφ×1000mmlの押出棒を作製した。これに1000℃×1h
→空冷の歪取り焼鈍を施し供試材とした。第２図に示す
ように、押出棒の押出方向（Ｌ）および直径方向（Ｔ）
から、平行部が5mmφ×10mmlの試験片を切り出し、650
℃クリープ破断強度を行った。また、それぞれの応力軸
の〈110〉Ｘ線積分強度を測定した。またさらに、分散
粒子の平均粒径は、機械的合金化後の粉末から抽出レプ
リカを採取して測定した。
押出棒の化学成分および試験結果を第１表に示すがＡ
〜Ｅは本発明鋼であり、Ｆ〜Ｋは比較鋼である。表から
も明らかなように、本発明鋼のＬ方向の650℃×1000hク
リープ破断強度は25kgf/mm2以上を示し、Ｔ方向との比
（T/L）も70％以上と異方性も小さい。
〜Ｅは本発明鋼であり、Ｆ〜Ｋは比較鋼である。表から
も明らかなように、本発明鋼のＬ方向の650℃×1000hク
リープ破断強度は25kgf/mm2以上を示し、Ｔ方向との比
（T/L）も70％以上と異方性も小さい。
第３図にはTi量と650℃×1000hrクリープ破断強度と
の関係（同図（ａ））およびそのときの異方性との関係
（同図（ｂ））を示すが、図から明らかなように、Tiを
添加しないと所望の強度が得られないが、0.5％を超え
ると異方性が大きくなることが判る。
の関係（同図（ａ））およびそのときの異方性との関係
（同図（ｂ））を示すが、図から明らかなように、Tiを
添加しないと所望の強度が得られないが、0.5％を超え
ると異方性が大きくなることが判る。
また、第４図にはAl量と650℃×1000hrクリープ破断
強度との関係（同図（ａ））およびそのときの異方性と
の関係（同図（ｂ））を示すが、図から明らかなよう
に、Alの添加量が４％を超えると所望の強度が得られな
いことが判る。
強度との関係（同図（ａ））およびそのときの異方性と
の関係（同図（ｂ））を示すが、図から明らかなよう
に、Alの添加量が４％を超えると所望の強度が得られな
いことが判る。
また更に、第５図には機械的合金化後粉末中の分散粒
子径と650℃×1000hrクリープ破断強度との関係（同図
（ａ））およびそのときの異方性との関係（同図
（ｂ））を示すが、図から明らかなように、分散粒子径
が150Åより大きいと所望の強度が得られず、80Å未満
および分散粒子径が80〜150Åの本発明範囲内でもTi量
が0.5％を超えると異方性の大きいことが判る。
子径と650℃×1000hrクリープ破断強度との関係（同図
（ａ））およびそのときの異方性との関係（同図
（ｂ））を示すが、図から明らかなように、分散粒子径
が150Åより大きいと所望の強度が得られず、80Å未満
および分散粒子径が80〜150Åの本発明範囲内でもTi量
が0.5％を超えると異方性の大きいことが判る。
第６図には本発明鋼Ｃと比較鋼Ｈの650℃クリープ破
断試験結果を示すが、比較鋼ＨのＴ方向の強度が時間と
ともに大きく低下しており、実用上憂慮される。
断試験結果を示すが、比較鋼ＨのＴ方向の強度が時間と
ともに大きく低下しており、実用上憂慮される。
（発明の効果） 本発明によると、押出時のような強加工時に変形集合
組織の発達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）の65
0℃×103hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、この
ときの直角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以上で
ある酸化物分散強化型鋼が得ることができ、かかる鋼
は、高強度でかつクリープ破断強度の異方性が小さく、
加熱炉、ボイラ、内燃機関、タービン等、高温下で使用
される材料として有望である。
組織の発達しにくく、押出方向等の加工方向（Ｌ）の65
0℃×103hrクリープ破断強度が25kgf/mm2以上で、この
ときの直角方向（Ｔ）との強度比（T/L）が70％以上で
ある酸化物分散強化型鋼が得ることができ、かかる鋼
は、高強度でかつクリープ破断強度の異方性が小さく、
加熱炉、ボイラ、内燃機関、タービン等、高温下で使用
される材料として有望である。
第１図は、MA957鋼について、650℃×1000hクリープ破
断強度の異方性と〈110〉方位の応力軸への集積度を調
べた結果を示すグラフ； 第２図は、試験片の採取方向およびＸ線測定方向を示す
説明図；および 第３図は、Ti量と強度の関係を示す図で、同図（ａ）は
650℃×1000hrクリープ破断強度との関係図、同図
（ｂ）はそのときの異方性との関係図； 第４図は、Al量と強度との関係を示す図で、同図（ａ）
は650℃×1000hrクリープ破断強度との関係図、同図
（ｂ）はそのときの異方性との関係図； 第５図は、機械的合金化後の粉末中の分散粒子径と強度
との関係を示す図で、同図（ａ）は650℃×1000hrクリ
ープ破断強度との関係図、同図（ｂ）はそのときの異方
性との関係図；および 第６図は、本発明鋼Ｃと比較鋼Ｈの650℃クリープ破断
試験結果を示すグラフである。
断強度の異方性と〈110〉方位の応力軸への集積度を調
べた結果を示すグラフ； 第２図は、試験片の採取方向およびＸ線測定方向を示す
説明図；および 第３図は、Ti量と強度の関係を示す図で、同図（ａ）は
650℃×1000hrクリープ破断強度との関係図、同図
（ｂ）はそのときの異方性との関係図； 第４図は、Al量と強度との関係を示す図で、同図（ａ）
は650℃×1000hrクリープ破断強度との関係図、同図
（ｂ）はそのときの異方性との関係図； 第５図は、機械的合金化後の粉末中の分散粒子径と強度
との関係を示す図で、同図（ａ）は650℃×1000hrクリ
ープ破断強度との関係図、同図（ｂ）はそのときの異方
性との関係図；および 第６図は、本発明鋼Ｃと比較鋼Ｈの650℃クリープ破断
試験結果を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で C:0.01〜0.05％、Si:0.02％以下、 Cr:3〜25％、Ti:0.1〜0.5％、 Y2O3:0.1〜0.4％、 残部がFeおよび不可避不純物 からなり、機械的合金化後の分散粒子の平均粒径が80〜
150Åであることを特徴とする変形集合組織の発達しに
くい酸化物分散強化型フェライト鋼。 - 【請求項２】重量％で Al:2〜４％ をさらに含む請求項１記載の酸化物分散強化型フェライ
ト鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13233090A JP2692340B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 酸化物分散強化型フェライト鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13233090A JP2692340B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 酸化物分散強化型フェライト鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0426737A JPH0426737A (ja) | 1992-01-29 |
| JP2692340B2 true JP2692340B2 (ja) | 1997-12-17 |
Family
ID=15078804
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13233090A Expired - Lifetime JP2692340B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 酸化物分散強化型フェライト鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2692340B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5339503B2 (ja) * | 2008-09-12 | 2013-11-13 | 国立大学法人京都大学 | スーパーｏｄｓ鋼 |
| US8357328B2 (en) | 2009-12-14 | 2013-01-22 | General Electric Company | Methods for processing nanostructured ferritic alloys, and articles produced thereby |
| KR101586546B1 (ko) * | 2013-03-29 | 2016-01-29 | 한국원자력연구원 | 상온 및 고온 강도가 향상된 페라이트계 산화물분산강화 합금 및 이의 제조 방법 |
| CN112941407B (zh) * | 2021-01-27 | 2022-07-01 | 中国核动力研究设计院 | 反应堆用纳米氧化物强化铁素体钢、管材及其制备方法 |
-
1990
- 1990-05-22 JP JP13233090A patent/JP2692340B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0426737A (ja) | 1992-01-29 |
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