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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