JP2806935B2 - フエライト合金鋼の半製品、発熱体、建設部材及び触媒担体 - Google Patents
フエライト合金鋼の半製品、発熱体、建設部材及び触媒担体Info
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- H05—ELECTRIC TECHNIQUES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H05B—ELECTRIC HEATING; ELECTRIC LIGHT SOURCES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; CIRCUIT ARRANGEMENTS FOR ELECTRIC LIGHT SOURCES, IN GENERAL
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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、フェライト鋼の半製品、特に異形及び平形
製品並びにその適用に関する。
製品並びにその適用に関する。
従来の技術 多くの適用分野にとって耐変形性は、循環及び連続熱
応力の場合には耐酸化性を除き、900℃をはるかに上回
る温度においても必要とされる。電流による抵抗加熱を
伴う発熱体は特殊な例である。
応力の場合には耐酸化性を除き、900℃をはるかに上回
る温度においても必要とされる。電流による抵抗加熱を
伴う発熱体は特殊な例である。
鉄−クロム−アルミニウム合金は、その高い電気抵抗
率(1.6Ohm・mm2・m-1までの値が知られている)及び耐
スケーリング性により、オーステナイト電気抵抗合金と
同等か又はそれよりも優れている。しかしオーステナイ
ト−ニッケル−クロム合金は、1000℃を上回る温度での
電流による抵抗加熱の場合クリープ挙動に関して明らか
に有利であることを示す。従って鉄−クロム−アルミニ
ウム合金鋼にとってその耐クリープ性、すなわち熱応力
下におけるクリープ伸び率の改良は技術的及び経済的に
望ましい。これらの一層好ましいものと評価される鋼は
更に広げられた温度範囲で使用し得るものでなければな
らない。イットリウム0.01〜3%を添加することによっ
て鉄−クロム−アルミニウム鋼の耐クリープ性が改良さ
れることは知られている(すべての%表示は容量%であ
る)。
率(1.6Ohm・mm2・m-1までの値が知られている)及び耐
スケーリング性により、オーステナイト電気抵抗合金と
同等か又はそれよりも優れている。しかしオーステナイ
ト−ニッケル−クロム合金は、1000℃を上回る温度での
電流による抵抗加熱の場合クリープ挙動に関して明らか
に有利であることを示す。従って鉄−クロム−アルミニ
ウム合金鋼にとってその耐クリープ性、すなわち熱応力
下におけるクリープ伸び率の改良は技術的及び経済的に
望ましい。これらの一層好ましいものと評価される鋼は
更に広げられた温度範囲で使用し得るものでなければな
らない。イットリウム0.01〜3%を添加することによっ
て鉄−クロム−アルミニウム鋼の耐クリープ性が改良さ
れることは知られている(すべての%表示は容量%であ
る)。
西ドイツ国特許出願公開第29 16 959号明細書には熱
ガス腐食挙動がイットリウム及びシリコン濃度によって
改良されることが示されている。これらの性質を提供す
るキャリアは特に、抵抗加熱を伴う発熱体の表面及び自
動車の排気ガス浄化装置(触媒)における支持箔に1000
℃よりも高い温度で生じるα−Al2O3であると考えられ
る。イットリウム・予備合金(prealloy)の高い製造コ
ストによって生じる経済面を無視した場合にも、この発
熱体はこれが鉄−クロム−アルミニウム合金に使用され
る場合には、その最高適用温度を約1250℃に低下すると
いう欠点を生じ、これは二成分系イットリウム/鉄、例
えばYFe4及びYFe5で形成された共融組成物に起因する。
これに関する詳細はドマガラ(R.F.Domagala)、ラウシ
ュ(J.J.Rausch)及びレビンソン(D.W.Levinson)共
著、「トランスレーションズ・オブ・ザ・アメリカン・
ソサイエティ・フォア・メタル」(Trans.ASM)、53(1
961年)、第137頁〜第155頁、及びエリオット(R.P.Ell
iott)著、「コンスティテューション・オブ・バイナリ
・アロイズ」(Constitution of Binary Alloys)、第
1補遺、マックグロー・ヒル(Mc Graw−Hill)書店、
ニューヨーク(New York)在、(1965年)、第442頁、
図231 Fe−Y.に記載されている。
ガス腐食挙動がイットリウム及びシリコン濃度によって
改良されることが示されている。これらの性質を提供す
るキャリアは特に、抵抗加熱を伴う発熱体の表面及び自
動車の排気ガス浄化装置(触媒)における支持箔に1000
℃よりも高い温度で生じるα−Al2O3であると考えられ
る。イットリウム・予備合金(prealloy)の高い製造コ
ストによって生じる経済面を無視した場合にも、この発
熱体はこれが鉄−クロム−アルミニウム合金に使用され
る場合には、その最高適用温度を約1250℃に低下すると
いう欠点を生じ、これは二成分系イットリウム/鉄、例
えばYFe4及びYFe5で形成された共融組成物に起因する。
これに関する詳細はドマガラ(R.F.Domagala)、ラウシ
ュ(J.J.Rausch)及びレビンソン(D.W.Levinson)共
著、「トランスレーションズ・オブ・ザ・アメリカン・
ソサイエティ・フォア・メタル」(Trans.ASM)、53(1
961年)、第137頁〜第155頁、及びエリオット(R.P.Ell
iott)著、「コンスティテューション・オブ・バイナリ
・アロイズ」(Constitution of Binary Alloys)、第
1補遺、マックグロー・ヒル(Mc Graw−Hill)書店、
ニューヨーク(New York)在、(1965年)、第442頁、
図231 Fe−Y.に記載されている。
スケーリング抵抗の原理はプファイファー(H.Pfeiff
er)及びトーマス(H.Thomas)共著、「ツンダーフェス
テ・レギールンゲン」(Zunderfeste Legierungen)、
スプリンガーフェアラーク(Spriniger Verlag)出版、
1963年、第2版、ベルリーン/ゲチンゲン/ハイデルベ
ルグ(Berlin/Gttingen/Heidelberg)在、第248頁及
び249頁に記載されている。アルミナ(Al2O3)は多くの
場合有効寿命にとって最も重要な1000℃以上の状態で酸
化に対する保護機能を有する。有効寿命、すなわち循環
又は連続熱応力の期間を評価する場合、特に重要な点は
金属断面とそのAl2O3被膜との間の接着力である。アル
ミナ層はその密度が高い場合及び酸化物が剥落しない場
合、最適保護状態を提供する。しかし金属マトリックス
及び酸化物の熱膨張率が異なることから、酸化物層の剥
落は多かれ少なかれ生じるものと考えられる。ペーター
ス(J.Peters)及びグラッブケ(H.J.Grabbke)[「ウ
エルクシュトッフェ・ウント・コロージョン」(Werkst
offe und Korrosion)、35(1984年)、第385頁〜第394
頁]は、合金鉄への酸素親和性元素(oxygen affine el
ement)の影響について考察し、クロム及びアルミニウ
ムで合金されたチタン含有鋼が良好な保護被膜を形成す
るという結果を生じた。この好ましい挙動はAl2O3とフ
ェライトとの間のオキシ炭化チタン層に微粒アルミナ被
膜が形成されることによって立証されている。
er)及びトーマス(H.Thomas)共著、「ツンダーフェス
テ・レギールンゲン」(Zunderfeste Legierungen)、
スプリンガーフェアラーク(Spriniger Verlag)出版、
1963年、第2版、ベルリーン/ゲチンゲン/ハイデルベ
ルグ(Berlin/Gttingen/Heidelberg)在、第248頁及
び249頁に記載されている。アルミナ(Al2O3)は多くの
場合有効寿命にとって最も重要な1000℃以上の状態で酸
化に対する保護機能を有する。有効寿命、すなわち循環
又は連続熱応力の期間を評価する場合、特に重要な点は
金属断面とそのAl2O3被膜との間の接着力である。アル
ミナ層はその密度が高い場合及び酸化物が剥落しない場
合、最適保護状態を提供する。しかし金属マトリックス
及び酸化物の熱膨張率が異なることから、酸化物層の剥
落は多かれ少なかれ生じるものと考えられる。ペーター
ス(J.Peters)及びグラッブケ(H.J.Grabbke)[「ウ
エルクシュトッフェ・ウント・コロージョン」(Werkst
offe und Korrosion)、35(1984年)、第385頁〜第394
頁]は、合金鉄への酸素親和性元素(oxygen affine el
ement)の影響について考察し、クロム及びアルミニウ
ムで合金されたチタン含有鋼が良好な保護被膜を形成す
るという結果を生じた。この好ましい挙動はAl2O3とフ
ェライトとの間のオキシ炭化チタン層に微粒アルミナ被
膜が形成されることによって立証されている。
更にクロム8〜25%、アルミニウム3〜8%及びレア
・メタルすなわちセリウム、ランタン、ネオジム、プラ
セオジム及びこの群の他の元素0.002%〜最高0.06%
(これは酸化物とフェライト・マトリックスとの間に接
着組成物を形成する)を有する鋼をベースとする耐熱性
のフェライト及び無腐食性合金鋼についても報告されて
いる(米国特許第44 14 023号明細書)。ここでは特に
次の諸点が強調されている: a) チタン添加物はマイナスに作用しない、 b) ジルコニウムは0.008%までの濃度の場合接着力
にプラスの作用をまったく有さないか又は極く僅かに有
するにすぎない、 c) 複合合金の場合最もマイナスの作用を有する元素
が酸化に対する保護作用を決定することから、唯一の元
素を使用すべきである。
・メタルすなわちセリウム、ランタン、ネオジム、プラ
セオジム及びこの群の他の元素0.002%〜最高0.06%
(これは酸化物とフェライト・マトリックスとの間に接
着組成物を形成する)を有する鋼をベースとする耐熱性
のフェライト及び無腐食性合金鋼についても報告されて
いる(米国特許第44 14 023号明細書)。ここでは特に
次の諸点が強調されている: a) チタン添加物はマイナスに作用しない、 b) ジルコニウムは0.008%までの濃度の場合接着力
にプラスの作用をまったく有さないか又は極く僅かに有
するにすぎない、 c) 複合合金の場合最もマイナスの作用を有する元素
が酸化に対する保護作用を決定することから、唯一の元
素を使用すべきである。
米国特許第39 92 161号明細書からクロム(Cr)10〜4
0容量%、アルミニウム(Al)1〜10容量%、ニッケル
(Ni)10容量%まで、コバルト(Co)20容量%まで、チ
タン(Ti)5容量%まで、レア・メタル:イットリウム
(Y)、ジルコニウム(Zr)、ニオブ(Nb)、ハフニウ
ム(Hf)、タンタル(Ta)、珪素(Si)、バナジウム
(V)の各々2容量%まで、タングステン(W)及びモ
リブデン(Mo)それぞれ6容量%まで、炭素(C)0.4
容量%まで、マンガン(Mn)0.4容量%まで及び、金属
酸化物、金属炭化物、金属窒化物、金属硼化物の群から
選択される分散質0.1〜10容量%、残りが鉄からなる鋼
は公知である。この鋼はガスタービンの抵抗発熱体、羽
根及び燃焼室を製造するために特に設計されたものであ
る。この公知鋼の所望強度特性を得るための必須成分
は、その全含有量が実施例によれば鋼重量の約1%に達
する分散質である。分散質は強度を増すとはいえ、延性
を損ない、その加工性を著しく劣化し、鋼の低純度によ
り製造過程で表面きずが広範囲に生じることから、仕上
作業量が必然的に増加する。これらの表面きずは研磨処
理によって除去しなければならず、従ってコスト高にな
る。米国特許第39 92 161号明細書の著しい欠点は、粉
末冶金の製造に費用が嵩むことであり、これは必要とさ
れる50〜5000Åの範囲内での分散質の微細分布が得られ
る点に価値があるにすぎない。分散質の十分な微細分布
は冶金溶融法では得ることができない。更にこの公知の
鋼は、分散質含有量及び熱応力下の低クリープ抵抗に起
因する溶接不良性を有する。
0容量%、アルミニウム(Al)1〜10容量%、ニッケル
(Ni)10容量%まで、コバルト(Co)20容量%まで、チ
タン(Ti)5容量%まで、レア・メタル:イットリウム
(Y)、ジルコニウム(Zr)、ニオブ(Nb)、ハフニウ
ム(Hf)、タンタル(Ta)、珪素(Si)、バナジウム
(V)の各々2容量%まで、タングステン(W)及びモ
リブデン(Mo)それぞれ6容量%まで、炭素(C)0.4
容量%まで、マンガン(Mn)0.4容量%まで及び、金属
酸化物、金属炭化物、金属窒化物、金属硼化物の群から
選択される分散質0.1〜10容量%、残りが鉄からなる鋼
は公知である。この鋼はガスタービンの抵抗発熱体、羽
根及び燃焼室を製造するために特に設計されたものであ
る。この公知鋼の所望強度特性を得るための必須成分
は、その全含有量が実施例によれば鋼重量の約1%に達
する分散質である。分散質は強度を増すとはいえ、延性
を損ない、その加工性を著しく劣化し、鋼の低純度によ
り製造過程で表面きずが広範囲に生じることから、仕上
作業量が必然的に増加する。これらの表面きずは研磨処
理によって除去しなければならず、従ってコスト高にな
る。米国特許第39 92 161号明細書の著しい欠点は、粉
末冶金の製造に費用が嵩むことであり、これは必要とさ
れる50〜5000Åの範囲内での分散質の微細分布が得られ
る点に価値があるにすぎない。分散質の十分な微細分布
は冶金溶融法では得ることができない。更にこの公知の
鋼は、分散質含有量及び熱応力下の低クリープ抵抗に起
因する溶接不良性を有する。
発明が解決しようとする課題 本発明は、鉄−クロム−アルミニウムをベースとする
フェライト耐熱性鋼の耐酸化性を、電流の通過に際して
その電気抵抗により加熱される発熱体材料及び例えば排
気ガス浄化用触媒中の金属支持箔材料のその元の性質が
長い有効寿命後においても変わることなく残るように、
改良することをその技術課題とする。同時にその加工性
も、仕上げ処理が増すのを避け得るように改良さるべき
である。
フェライト耐熱性鋼の耐酸化性を、電流の通過に際して
その電気抵抗により加熱される発熱体材料及び例えば排
気ガス浄化用触媒中の金属支持箔材料のその元の性質が
長い有効寿命後においても変わることなく残るように、
改良することをその技術課題とする。同時にその加工性
も、仕上げ処理が増すのを避け得るように改良さるべき
である。
課題を解決するための手段 本発明の主たる課題は、通常量のクロム及びアルミニ
ウムの他にシリコン、マンガン、モリブデン、ジルコニ
ウム、チタン、窒素、カルシウム及びマグネシウムの特
殊な添加物を含む鋼にある。レア・メタルの優れた添加
量0.003〜0.80%は、延長された期間にわたって保たれ
た高温の作用下における電気抵抗挙動を改良しまた高め
た温度での高温安定性を強める。この安定性はニオブ
(Columbium)の優れた添加量0.5%までによって更に高
められる。
ウムの他にシリコン、マンガン、モリブデン、ジルコニ
ウム、チタン、窒素、カルシウム及びマグネシウムの特
殊な添加物を含む鋼にある。レア・メタルの優れた添加
量0.003〜0.80%は、延長された期間にわたって保たれ
た高温の作用下における電気抵抗挙動を改良しまた高め
た温度での高温安定性を強める。この安定性はニオブ
(Columbium)の優れた添加量0.5%までによって更に高
められる。
クロム及びアルミニウムのような市販の合金元素の十
分に公知の利点以外に、互いに組合わされる特殊な添加
物によって得られる効果は酸化を介して製造される保護
被膜の安定性にとってまた意図した目的でのその機能に
とって重要である。材料性質の改良、例えば粗粒形成の
開始を一層高い温度方向に遅延させることの他に、酸素
に対する高い親和性は上記のすべての元素に共通の特性
であり、これによりクロム及びアルミニウムのスケーリ
ングは遅らされる。更に発生した酸化物被膜の接着性も
改良される。粗粒境界でのクロムの量低下はジルコニウ
ム及びチタンの存在によって避けられる。アルミニウム
及びクロムによって生じる耐スケーリング性は金属の全
表面にわたって保持される。急速な加熱又は冷却及びこ
れに起因する金属合金及びスケール被膜の著しく異なる
膨張率により生じる諸問題は前記の適用での代表的なも
のである。組合わされた特殊な添加物はアッゲン(G.Ag
gen)及びボルネマン(P.R.Bornemann)の先の仮説と比
較して著しくその接着性を改良する。上記チタン合金添
加物のマイナス効果は予想に反して、チタン及びジルコ
ニウムを組合わせて添加した場合には生じない。熱腐食
性、電気抵抗挙動及び1000℃以上〜約1350℃未満の温度
での高温安定性は著しく改良される。
分に公知の利点以外に、互いに組合わされる特殊な添加
物によって得られる効果は酸化を介して製造される保護
被膜の安定性にとってまた意図した目的でのその機能に
とって重要である。材料性質の改良、例えば粗粒形成の
開始を一層高い温度方向に遅延させることの他に、酸素
に対する高い親和性は上記のすべての元素に共通の特性
であり、これによりクロム及びアルミニウムのスケーリ
ングは遅らされる。更に発生した酸化物被膜の接着性も
改良される。粗粒境界でのクロムの量低下はジルコニウ
ム及びチタンの存在によって避けられる。アルミニウム
及びクロムによって生じる耐スケーリング性は金属の全
表面にわたって保持される。急速な加熱又は冷却及びこ
れに起因する金属合金及びスケール被膜の著しく異なる
膨張率により生じる諸問題は前記の適用での代表的なも
のである。組合わされた特殊な添加物はアッゲン(G.Ag
gen)及びボルネマン(P.R.Bornemann)の先の仮説と比
較して著しくその接着性を改良する。上記チタン合金添
加物のマイナス効果は予想に反して、チタン及びジルコ
ニウムを組合わせて添加した場合には生じない。熱腐食
性、電気抵抗挙動及び1000℃以上〜約1350℃未満の温度
での高温安定性は著しく改良される。
1100℃よりも高い温度でのフェライト材料の機械的応
力容量は、オーステナイトクロム及びニッケル合金鋼よ
りも低廉な合金元素を使用することによって増すことが
できる。あらゆる種類の発熱体並びに排気ガスパイプを
製造するための金属構造部材及びこれに取り付けられる
金属支持材はこれらの適用に際しての前記要件を満たす
公知の合金組わせ物より優れている。上記特性以外にそ
の延性は造形及び熱処理に際して加工素材(異形材及び
平形材)の製造過程で有利に作用する。これは、例えば
排ガス系及び触媒中の鉄−クロム−アルミニウム(Fe−
Cr−Al)箔の金属支持体を製造及び組立てるための溶接
時及び溶接後における、もしくは意図した応力範囲内で
これらの構造部材を操作する際における、温度歪での脆
性を減少させるのに適用される。更に新規鋼は燃焼室、
排気ガス系(燃焼工程後の)及び燃焼ガス中の有害物質
を減少させる素材(触媒担体箔)のような電熱工学及び
熱的に高い応力を受ける構造部材の発熱体を製造する材
料として使用するのに有利に設計されている。
力容量は、オーステナイトクロム及びニッケル合金鋼よ
りも低廉な合金元素を使用することによって増すことが
できる。あらゆる種類の発熱体並びに排気ガスパイプを
製造するための金属構造部材及びこれに取り付けられる
金属支持材はこれらの適用に際しての前記要件を満たす
公知の合金組わせ物より優れている。上記特性以外にそ
の延性は造形及び熱処理に際して加工素材(異形材及び
平形材)の製造過程で有利に作用する。これは、例えば
排ガス系及び触媒中の鉄−クロム−アルミニウム(Fe−
Cr−Al)箔の金属支持体を製造及び組立てるための溶接
時及び溶接後における、もしくは意図した応力範囲内で
これらの構造部材を操作する際における、温度歪での脆
性を減少させるのに適用される。更に新規鋼は燃焼室、
排気ガス系(燃焼工程後の)及び燃焼ガス中の有害物質
を減少させる素材(触媒担体箔)のような電熱工学及び
熱的に高い応力を受ける構造部材の発熱体を製造する材
料として使用するのに有利に設計されている。
本発明による鋼は数種の酸素親和性元素が相互にまた
必要な場合にはレア・メタルと組合わせて添加されてい
ることによって特徴づけられる。その結果フェライト微
細構造の改良された高温安定性により、高められた適用
温度に適した耐熱合金鋼が得られる。上記のすべての適
用法は、新規の鋼が高めた温度で、更に循環応力の場合
にも接着性Al2O3スケール被膜を形成する点で共通して
いる。
必要な場合にはレア・メタルと組合わせて添加されてい
ることによって特徴づけられる。その結果フェライト微
細構造の改良された高温安定性により、高められた適用
温度に適した耐熱合金鋼が得られる。上記のすべての適
用法は、新規の鋼が高めた温度で、更に循環応力の場合
にも接着性Al2O3スケール被膜を形成する点で共通して
いる。
特殊な添加物は半製品(異形鋼及び平形鋼)の加工性
及び耐熱合金から製造された構造部材の実地使用条件下
における挙動に、フェライトマトリックスの延性が増し
かつ耐変形性が1000℃以上の温度範囲内でも維持される
ように作用する。
及び耐熱合金から製造された構造部材の実地使用条件下
における挙動に、フェライトマトリックスの延性が増し
かつ耐変形性が1000℃以上の温度範囲内でも維持される
ように作用する。
上記の高温での適用範囲における、本発明による合金
元素の個々の濃度の影響を次に記載する。
元素の個々の濃度の影響を次に記載する。
酸化物被膜の形成、特にその均一性に関しては炭素含
有量に関して上限を設定する必要がある。クロム濃度の
作用は種々の適用法でもたらされる熱応力により12〜30
%の間で可変である。自由に変態するフェライト構造体
の主元素としてのクロムは、特に濃度の上方範囲で頻繁
に変化する温度の場合19〜26%の範囲内にある。
有量に関して上限を設定する必要がある。クロム濃度の
作用は種々の適用法でもたらされる熱応力により12〜30
%の間で可変である。自由に変態するフェライト構造体
の主元素としてのクロムは、特に濃度の上方範囲で頻繁
に変化する温度の場合19〜26%の範囲内にある。
クロムのほかアルミニウムは耐酸化性を高めまた維持
するために必要である。上記の適用目的では特に1000℃
を越える処理温度の場合5〜8%のアルミニウム濃度が
必要とされる。アルミニウムは多くの場合もっぱらAl2O
3からなる酸化物被膜を形成するための支持材である。
多量のアルミニウムは特に循環温度応力の場合より長い
有効寿命を得るための条件である。
するために必要である。上記の適用目的では特に1000℃
を越える処理温度の場合5〜8%のアルミニウム濃度が
必要とされる。アルミニウムは多くの場合もっぱらAl2O
3からなる酸化物被膜を形成するための支持材である。
多量のアルミニウムは特に循環温度応力の場合より長い
有効寿命を得るための条件である。
ジルコニウム分は炭素結合作用を有する。更にジルコ
ニウムを添加することによって、クロム分が熱応力下で
も微細構造体内に金属の形で均一に分配維持されること
は保証される。粗粒境界に沿ってのクロムの量低下は生
じない。従って粒間腐食の発生は回避される。
ニウムを添加することによって、クロム分が熱応力下で
も微細構造体内に金属の形で均一に分配維持されること
は保証される。粗粒境界に沿ってのクロムの量低下は生
じない。従って粒間腐食の発生は回避される。
チタンは電気抵抗挙動の改良に対する影響力に関して
は同じ効果を有するが、耐スケーリング性及び高めた温
度(例えば900〜1300℃)での機械的性質への影響力は
付加的な合金元素としてのジルコニウムのそれよりも劣
る。鉄−クロム−アルミニウム(Fe−Cr−Al)合金の特
性を改良するにはチタン及びジルコニウムを組合わせて
添加する。
は同じ効果を有するが、耐スケーリング性及び高めた温
度(例えば900〜1300℃)での機械的性質への影響力は
付加的な合金元素としてのジルコニウムのそれよりも劣
る。鉄−クロム−アルミニウム(Fe−Cr−Al)合金の特
性を改良するにはチタン及びジルコニウムを組合わせて
添加する。
カルシウム及びマグネシウムを添加することによりそ
の純度は改良され、これにより加熱成形中の亀裂形成能
は減少する。
の純度は改良され、これにより加熱成形中の亀裂形成能
は減少する。
形鋼及びシート/箔は種々の寸法で製造される。すべ
ての形状で肉厚構造部材を得るには窒素含有量の高い合
金を使用することが有利であることは立証されている。
従って前記の諸添加物と組合わせて、粗粒形成の開始を
一層高い温度方向で遅延させる特殊な窒化物が形成され
る。更に窒素の反応生成物は特殊な添加物と一緒にフェ
ライトマトリックスの高温安定性を高めることができ
る。
ての形状で肉厚構造部材を得るには窒素含有量の高い合
金を使用することが有利であることは立証されている。
従って前記の諸添加物と組合わせて、粗粒形成の開始を
一層高い温度方向で遅延させる特殊な窒化物が形成され
る。更に窒素の反応生成物は特殊な添加物と一緒にフェ
ライトマトリックスの高温安定性を高めることができ
る。
提供された合金組成物によって改良される酸化物層の
保護機能は電気抵抗に直接影響を及ぼす。
保護機能は電気抵抗に直接影響を及ぼす。
金属マトリックス中、すなわち導体の横断面中の金属
間相の偏析は耐熱延伸応力を高め、従って負荷下におけ
る延長された期間中クリープによる長手方向の変化は減
少する。
間相の偏析は耐熱延伸応力を高め、従って負荷下におけ
る延長された期間中クリープによる長手方向の変化は減
少する。
電気抵抗については1000℃を上回る温度で、特殊な添
加物を有する鉄−クロム−アルミニウム合金の場合には
特に1200℃で、テストした。熱応力は連続又は循環であ
り、標準周期数は1時間当たり15サイクルである。上記
温度範囲での電気抵抗はサイジング抵抗と比較して測定
した。クリープによって生じた長さの変化値はパイロッ
トワイヤゲージによって確認した。
加物を有する鉄−クロム−アルミニウム合金の場合には
特に1200℃で、テストした。熱応力は連続又は循環であ
り、標準周期数は1時間当たり15サイクルである。上記
温度範囲での電気抵抗はサイジング抵抗と比較して測定
した。クリープによって生じた長さの変化値はパイロッ
トワイヤゲージによって確認した。
フェライト系鉄−クロム−アルミニウム合金の化学組
成の開発段階は第1表に示した溶融液(A〜E)との関
連において、すなわち各元素の公知添加量をベースとす
る溶融液との関連において示す: これらの種々の化学組成によってもたらされる、電気
抵抗挙動及び長さの変化への影響力は第1図及び第2図
に示す。各図において1200℃でのクリープによる伸び
(第1図)、電気抵抗の上昇(第2図)は試験期間の関
数として示されている。
成の開発段階は第1表に示した溶融液(A〜E)との関
連において、すなわち各元素の公知添加量をベースとす
る溶融液との関連において示す: これらの種々の化学組成によってもたらされる、電気
抵抗挙動及び長さの変化への影響力は第1図及び第2図
に示す。各図において1200℃でのクリープによる伸び
(第1図)、電気抵抗の上昇(第2図)は試験期間の関
数として示されている。
座標上の当分目盛(第1図)に作図した場合、長さの
変化と試験期間との関係は放物線グラフで表される。も
っぱらジルコニウム又はチタン添加物を含む溶融液に関
しては、溶融液の炭素含有量が長さの変化にとって主要
な要因となる(チャージA.C及びB)。
変化と試験期間との関係は放物線グラフで表される。も
っぱらジルコニウム又はチタン添加物を含む溶融液に関
しては、溶融液の炭素含有量が長さの変化にとって主要
な要因となる(チャージA.C及びB)。
ジルコニウム及びチタン添加物を有する溶融液D及び
Fは著しく減少したクリープ値を示す。更にレア・メタ
ルの含有量はクリープ伸びを減少させるのに、すなわち
耐熱延伸応力を増大させるのに関与する(チャージ
E)。
Fは著しく減少したクリープ値を示す。更にレア・メタ
ルの含有量はクリープ伸びを減少させるのに、すなわち
耐熱延伸応力を増大させるのに関与する(チャージ
E)。
第2図は同様の挙動を示す、すなわち試験期間との関
連における電気熱抵抗の変化は放物線グラフを描く。し
かし長さの変化と第2図に示した電気抵抗の上昇との間
に直接関係はない。
連における電気熱抵抗の変化は放物線グラフを描く。し
かし長さの変化と第2図に示した電気抵抗の上昇との間
に直接関係はない。
試験期間の個々の段階での金属導体の横断面及びその
化学組成は電気抵抗の値を決定すると考えられる。
化学組成は電気抵抗の値を決定すると考えられる。
電気抵抗(Rh−)挙動はジルコニウム−チタン(及び
セリウム/ランタン)組成物を添加することによって改
良される。
セリウム/ランタン)組成物を添加することによって改
良される。
フェライト鋼で生じた欠点は、電熱工学における発熱
体として使用する場合、高い電気抵抗率での高温安定性
を高めることによって、オーステナイト・ニッケル合金
に比して著しく減少する。クロム濃度が高い場合にも金
属間組成(例えばシグマ相)の結果としての脆化による
劣化又は475℃での脆化の危険性はまったくない。付加
的な改良点として新規鋼は適用電熱工学及び排気ガス系
の分野における低熱膨張係数により良好な形状安定性を
示す。
体として使用する場合、高い電気抵抗率での高温安定性
を高めることによって、オーステナイト・ニッケル合金
に比して著しく減少する。クロム濃度が高い場合にも金
属間組成(例えばシグマ相)の結果としての脆化による
劣化又は475℃での脆化の危険性はまったくない。付加
的な改良点として新規鋼は適用電熱工学及び排気ガス系
の分野における低熱膨張係数により良好な形状安定性を
示す。
以上の諸特性に関する記載は、この鋼の延性が少量で
はあれ種々の合金元素を組合わせることにより低廉な合
金ベース(クロム、アルミニウム、鉄)において改良さ
れ、その結果組立部材の製造過程での欠点は部分的に除
去されることを示す。実際に提供される条件下での最も
優れた特性は目盛被膜を接着するための良好な耐酸化性
及び使用応力下における組立部材の高められた高温安定
性にある。高クロム鉄鋼で通常得られる測定値を考慮し
て、可能な溶接性以外に、合金元素及びその濃度を種々
異なる操作条件にそれぞれ適合させることは指示した分
析範囲内で効果的に実施することができる。
はあれ種々の合金元素を組合わせることにより低廉な合
金ベース(クロム、アルミニウム、鉄)において改良さ
れ、その結果組立部材の製造過程での欠点は部分的に除
去されることを示す。実際に提供される条件下での最も
優れた特性は目盛被膜を接着するための良好な耐酸化性
及び使用応力下における組立部材の高められた高温安定
性にある。高クロム鉄鋼で通常得られる測定値を考慮し
て、可能な溶接性以外に、合金元素及びその濃度を種々
異なる操作条件にそれぞれ適合させることは指示した分
析範囲内で効果的に実施することができる。
溶融液Cから得られた試料の横断面を第3図に示す。
このアルミニウム鉄表面層はこの場合明らかにその保護
機能を満たさず、1200℃に曝した後その全周のほとんど
で剥落が生じ、従って芯部は露出し、未結合雰囲気から
の酸素及び窒素分との直接反応が生じ得る。これらの反
応は導電性横断面を減少させ、従って電気抵抗を好まし
くなく上昇させる。
このアルミニウム鉄表面層はこの場合明らかにその保護
機能を満たさず、1200℃に曝した後その全周のほとんど
で剥落が生じ、従って芯部は露出し、未結合雰囲気から
の酸素及び窒素分との直接反応が生じ得る。これらの反
応は導電性横断面を減少させ、従って電気抵抗を好まし
くなく上昇させる。
第4図には、本発明により構成されかつ第3図の試料
と同じ条件に曝された溶融液Fからなる試料の横断面が
示されている。主として酸化アルミニウムからなる表面
層はその均一な厚さを保持し、依然として接着性及び無
傷状態であり、従って予測された保護機能を満たす。AL
Nを含む第3図の試料とは対照的に、第4図に示した試
料は窒素化合物を含まない。
と同じ条件に曝された溶融液Fからなる試料の横断面が
示されている。主として酸化アルミニウムからなる表面
層はその均一な厚さを保持し、依然として接着性及び無
傷状態であり、従って予測された保護機能を満たす。AL
Nを含む第3図の試料とは対照的に、第4図に示した試
料は窒素化合物を含まない。
第1図は種々の化学組成によってもたらされる1200℃で
の循環熱応力下における長さ変化を示すグラフ図、第2
図は種々の化学組成によってもたらされる1200℃での循
環熱応力下における電気抵抗の変化を示すグラ図、第3
図は1200℃に曝した後の溶融液Cから得られた試料の横
断面の金属組織を示す写真、第4図は1200℃に曝した後
の溶融液Fから得られた試料の横断面の金属組織を示す
写真である。
の循環熱応力下における長さ変化を示すグラフ図、第2
図は種々の化学組成によってもたらされる1200℃での循
環熱応力下における電気抵抗の変化を示すグラ図、第3
図は1200℃に曝した後の溶融液Cから得られた試料の横
断面の金属組織を示す写真、第4図は1200℃に曝した後
の溶融液Fから得られた試料の横断面の金属組織を示す
写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 FI C22C 38/28 C22C 38/28 H01C 3/00 H01C 3/00 Z H05B 3/12 H05B 3/12 A (72)発明者 ハンス−ヨアヒム・フライシヤー ドイツ連邦共和国フエルベルト11・ア ム・ローベルク 14 (72)発明者 ハインリヒ・フリンケン ドイツ連邦共和国ヴエター4・ヘルトケ ンシユトラーセ 19 (56)参考文献 特公 昭49−45456(JP,B1) (58)調査した分野(Int.Cl.6,DB名) C22C 38/00 - 38/60 H01B 3/12 B01J 27/185,23/86,32/00 C09K 5/00 H01C 3/00
Claims (11)
- 【請求項1】炭素0.008〜0.10%、珪素最高0.80%、マ
ンガン0.10〜1.00%、燐最高0.035%、硫黄最高0.020
%、クロム12〜30%、モリブデン0.1〜1.0%、ニッケル
最高1%、アルミニウム4.8〜7.0%、更にジルコニウム
0.010〜1.0%、チタン0.003〜0.3%及び窒素0.003〜0.3
0%、残りが付随的不純物を含む鉄からなるフェライト
合金鋼の線材、棒材、ビレット、シート又は条片の形の
半製品。 - 【請求項2】鋼が付加的にレア・メタル0.003〜0.80%
を含む請求項1記載の半製品。 - 【請求項3】フェライト鋼が炭素最高0.04%、珪素0.20
〜0.70%、マンガン0.10〜0.40%、燐最高0.025%、硫
黄最高0.01%、クロム15〜26%、モリブデン0.1〜0.35
%、ニッケル最高0.20%、アルミニウム4.8〜7.0%、更
にジルコニウム0.05〜0.50%、チタン0.01〜0.30%及び
窒素0.008〜0.030%、残りが鉄及び付随的不純物からな
る請求項1記載の半製品。 - 【請求項4】鋼が付加的にレア・メタル0.003〜0.80%
を含む請求項3記載の半製品。 - 【請求項5】鋼が炭素最高0.04%、珪素0.20〜0.7%、
マンガン0.10〜0.4%、燐最高0.025%、硫黄最高0.01
%、クロム15〜26%、モリブデン0.1〜0.35%、ニッケ
ル最高0.2%、アルミニウム4.8〜7.0%、ジルコニウム
0.05〜0.5%、チタン0.010〜0.3%、窒素0.005〜0.03
%、レア・メタル0.005〜0.05%、残りが付随的不純物
を含む鉄からなる請求項1記載の半製品。 - 【請求項6】鋼が付加的にニオブ0.5%までを含む請求
項1記載の半製品。 - 【請求項7】鋼が炭素最高0.04%、珪素0.20〜0.7%、
マンガン0.10〜0.4%、燐最高0.025%、硫黄最高0.005
%、クロム15〜26%、モリブデン0.1〜0.35%、ニッケ
ル最高0.20%、アルミニウム4.8〜7.0%、ジルコニウム
0.050〜0.5%、チタン0.010〜0.3%、窒素0.005〜0.03
%、ニオブ最高0.5%、レア・メタル0.005〜0.05%、残
りが鉄及び付随的不純物からなる請求項1記載の半製
品。 - 【請求項8】鋼が付加的にカルシウム及びマグネシウム
0.005〜0.05%を含む請求項1から7までのいずれか1
項記載の半製品。 - 【請求項9】請求項1から8までのいずれか1項記載の
材料から製造されたワイヤを含む金属製品の伝熱用発熱
体。 - 【請求項10】請求項1から8までのいずれか1項記載
の材料から製造された高温燃焼ガスに曝される建設部
材。 - 【請求項11】請求項1から8までのいずれか1項記載
の材料から製造された触媒担体。
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